铸造及热处理工艺对ZL210A 合金微观组织的影响

学校代码：10406分类号：TG146.2学号：120085204011

南昌航空大学

硕士学位论文

（专业学位研究生）

铸造工艺及热处理工艺对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响

硕士研究生：马雨

导师：徐志锋教授

申请学位级别：硕士

学科、专业：材料工程

所在单位：航空制造工程学院

答辩日期：2014年12月

授予学位单位：南昌航空大学

Effect of casting process and heat treatment process on the microstructure and mechanical properties of ZL210A casting

aluminum alloy

A Dissertation

Submitted for the Degree of Master

On Material Engineering

by Ma Yu

Under the Supervision of

Prof.Xu Zhifeng

School of Aeronautical Manufacturing Engineering

Nanchang Hangkong University,Nanchang,China

December,2014

摘要

Al-Cu系合金作为典型的高强韧铸造铝合金，具有比强度高、耐蚀性好、塑韧性强等优点，被广泛应用于航空航天、国防等领域。其中，ZL210A合金是我国铸造工作者在俄BAЛ10合金的基础上研制出的一种新型高强度铸造铝铜系合金。区别于ZL205A等Al-Cu系合金，ZL210A合金不含Ag和V等希贵金属，且对杂质限量也较宽，因此对金属原材料要求较低，具有很高的经济价值。但国内开展的相关研究很少，对其性能特点和相应的生产工艺还不十分了解，生产质量不稳定，尤其是目前ZL210A合金铸件的实际生产应用中，在保证其高强度的同时，其伸长率普遍偏低，有时甚至低于1%，严重制约了ZL210A合金的广泛应用。因此，深入开展ZL210A合金微观组织及其力学性能优化的实验研究，建立和完善科学合理的ZL210A合金的铸造工艺及热处理工艺，对ZL210A合金的大规模生产及推广应用具有十分重要的意义。

本文在ZL210A合金目前国内仅有砂型铸造和金属型铸造的基础上，开展了ZL210A合金熔模铸造实验，并进行了对比研究；还进一步系统研究了不同浇注温度、不同固溶工艺和不同时效工艺对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响，并对影响其组织和性能的机理进行了深入的分析，得到了以下研究结果：ZL210A合金熔模铸造铸态下晶粒尺寸较砂型铸造和金属型铸造都粗大，平均晶粒尺寸为176μm，晶界上有较多的共晶网状组织，基体中存在大量弥散的细小T 相质点，铸态下其抗拉强度、屈服强度和硬度分别为187MPa、67MPa和60HV，较砂型铸造的198MPa、83MPa和61HV和金属型铸造的220MPa、94MPa和65HV 均稍低，而在伸长率方面，熔模铸造的伸长率为9%，与金属型相同，高于砂型铸造试样的伸长率7%，ZL210A合金也适合于熔模铸造。

不同浇注温度下，ZL210A合金的铸态组织都是由等轴晶结构的α（Al）基体和晶间α（Al）+θ（Al2Cu）+T（Al12CuMn2）相的共晶组织以及晶内一些粗大θ（Al2Cu）相构成，且随浇注温度升高，ZL210A合金晶粒逐渐长大，晶间共晶数量不断增加，力学性能下降；在浇注温度690℃时，ZL210A合金的抗拉强度、屈服强度、硬度和伸长率分别为199MPa、88MPa、70HV和8.5%，达到最佳值。

通过对ZL210A合金固溶温度和固溶时间的研究发现，固溶温度和固溶时间分别为540℃和11h时，ZL210A合金中的Cu等溶质原子溶于α（Al）基体的程度基本达到饱和，铸态粗大共晶组织充分溶解，晶界细小平滑，晶内弥散分布大量

细小质点，有利于获得良好的固溶体组织，合金具有最佳的力学性能。

淬火水温对ZL210A合金的微观组织和力学性能也有一定的影响，随淬火水温的升高，ZL210A合金的晶粒尺寸不断增加，析出相在晶界附近不断聚集，形成块状或针状的粗大组织，ZL210A合金的力学性能则随淬火水温的升高先增加后减少，淬火水温为50℃时，ZL210A合金力学性能最佳。

另外，通过对ZL210A合金不同时效温度和不同时效时间的析出相尺寸和形貌分析，确定了ZL210A合金最佳的时效工艺参数，时效温度和时效时间分别为150℃和6h时，得到了最佳的强塑性组合，显著提高了合金的伸长率，改善了ZL210A合金的微观组织和力学性能。

通过选用优化后的工艺参数进行时效态实验，保证了砂型铸造在强度不低于417MPa的基础上，伸长率可以达到8%，金属型铸造在强度不低于431MPa的基础上，伸长率可以达到9%，熔模铸造在强度不低于415MPa的基础上，伸长率可以达到6%。

关键词：ZL210A合金；铸造工艺；热处理工艺；微观组织；力学性能

Abstract

Al-Cu alloy is a typical high toughness casting aluminum alloy,which has high tensile strength,good corrosion resistance,strong toughness,it can be used for casting production complex shape parts,it has been widely used in aerospace,national defense science and technology.ZL210A alloy is a new high strength casting Al-Cu alloy which developed by China foundry workers based on Russia BAЛ10alloy which is suitable for domestic production status.ZL210A alloy has no Ag and V rare metal,and the impurity limit is wider than ZL205A alloy,so it has lower requirement for raw material, so it has very high economic value.However,ZL210A alloy has less researched in domestic,so we don't know very much about its performance characteristics and corresponding production process,it Production quality is not stable,especially in the actual production application,it has low elongation when ensure its high strength, sometimes the elongation is even lower than1%,which severely limits the wide application of ZL210A alloy.Therefore,carried out the experimental study on microstructure of ZL210A alloy and optimized its mechanical performance,builting its scientific and reasonable casting process and heat treatment process,which has a very important significance for the large-scale production and application of ZL210A alloy.

In this paper,based on only sand mold and metal mold casting of ZL210A alloy at present,developing ZL210A alloy investment casting experimental,and conducted a comparative study;besides,systematic researched the different pouring temperature,the different effect of solid solution treatment and aging process on microstructure and mechanical properties of ZL210A alloy,and carried on the thorough analysis of the mechanism of effect its microstructure and performance,the results are as follows: The grain size of investment casting is bigger than sand casting and metal casting, its average grain size is176μm,there is a lot of network eutectic structure on grain boundary,and a large number of fine and dispersion T phase particle in the matrix, as-cast tensile strength,yield strength and hardness are respectively187MPa,67MPa and60HV,which are less than198MPa,83MPa,61HV of sand casting and220MPa, 94MPa,65HV of metal casting,but the elongation of investment casting is9%,which is same with metal casting,and higher than sand casting,which is7%.so,ZL210A alloy is

also suitable for investment casting.

At different pouring temperature,the microstructure of as cast ZL210A alloy is composed of equiaxed crystal structure ofα(Al)matrix and intergranular α(Al)+θ(Al2Cu)+T(Al12CuMn2)eutectic microstructure and some coarseθ(Al2Cu) phase,with the increase of pouring temperature,ZL210A alloy grains grow,the number of intercrystal eutectic increases,its mechanical properties decrease;when pouring temperature is690℃,the tensile strength,the yield strength,hardness and elongation of ZL210A alloy achieves the best value,respectively199MPa,88MPa,70HV and8.5%.

Through the research of solid solution temperature and solution time of ZL210A alloy,we discovery when solid solution temperature and solution time respectively540℃and11h,in ZL210A alloy cu etc.solute atoms dissolved inα(Al)matrix reaching the saturation,as-cast coarse eutectic structure fully dissolved,the grain boundary is fine and smooth,a large number of small particles dispersed in the crystal,it is conducive to obtaining good solid solution,ZL210A alloy has the best mechanical properties.

Quenching temperature has certain influence on microstructure and mechanical properties of ZL210A alloy,the grain size increases with quenching temperature increasing,precipitation phases constantly accumulate in grain boundary,developing bulk or needle like coarse structure,with the increase of quenching temperature, mechanical properties of ZL210A alloy increase first and then decrease,when quenching temperature is50℃,the mechanical properties of ZL210A alloy is best.

In addition,through the analysis of the size and morphology of precipitation phase of ZL210A alloy at different aging temperature and time,we get the best aging process parameters for ZL210A alloy,when aging temperature and time respectively150℃and 6h,we obtain the optimal combination of strength and ductility,the elongation of ZL210A alloy improved significantly,improved the microstructure and mechanical properties of ZL210A alloy.

By using the optimized process parameters to do aging state experiment, guaranteed the elongation of sand casting can reach8%,while its strength is not less than417Mpa,and guaranteed the elongation of metal mold casting can reach9%,while its strength is not less than431Mpa,also guaranteed the elongation of investment casting can reach6%,while its strength is not less than415Mpa.

Keywords:ZL210A alloy;casting process;heat treatment process;microstructure; mechanical properties

目录

摘要........................................................................................................................................................I Abstract.................................................................................................................................................III 目录......................................................................................................................................................V 第1章绪论. (1)

1.1研究背景 (1)

1.2铝铜合金及其应用现状概述 (2)

1.2.1铝铜合金概述 (2)

1.2.2铝铜合金应用 (3)

1.3铝铜系合金时效析出相 (4)

1.4铝铜合金微观组织及力学性能优化途径 (5)

1.4.1合金成分优化 (5)

1.4.2熔体处理 (6)

1.4.3晶粒细化 (7)

1.4.4铸造工艺 (8)

1.4.5热处理 (9)

1.5研究目的、意义及主要内容 (11)

第2章实验材料与实验方案 (13)

2.1实验材料 (13)

2.2实验方案 (13)

2.2.1实验方法及步骤 (13)

2.2.2实验方案 (15)

2.3测试与表征 (17)

第3章铸造工艺对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (19)

3.1浇注温度对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (19)

3.1.1不同浇注温度对ZL210A合金微观组织的影响 (19)

3.1.2不同浇注温度对ZL210A合金力学性能的影响 (23)

3.2铸造方法对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (23)

3.2.1不同铸造方法ZL210A合金微观组织的影响 (23)

3.2.2不同铸造方法对ZL210A合金力学性能的影响 (25)

3.3铸造工艺影响ZL210A合金微观组织和力学性能的机理分析 (27)

3.4本章小结 (27)

第4章热处理工艺对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (29)

4.1固溶温度对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (29)

4.1.1固溶温度对ZL210A合金微观组织的影响 (29)

4.1.2固溶温度对ZL210A合金力学性能的影响 (32)

4.2固溶时间对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (33)

4.2.1固溶时间对ZL210A合金微观组织的影响 (33)

4.2.2固溶时间对ZL210A合金力学性能的影响 (36)

4.3淬火水温对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (37)

4.3.1淬火水温对ZL210A合金微观组织的影响 (37)

4.3.2淬火水温对ZL210A合金力学性能的影响 (40)

4.4时效温度对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (41)

4.4.1时效温度对ZL210A合金微观组织的影响 (41)

4.4.2时效温度对ZL210A合金力学性能的影响 (43)

4.5时效时间对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响 (44)

4.5.1时效时间对ZL210A合金微观组织的影响 (44)

4.5.2时效时间对ZL210A合金力学性能的影响 (46)

4.6热处理影响ZL210A合金微观组织和力学性能的机理分析 (48)

4.7本章小结 (48)

第5章ZL210A合金性能优化 (50)

5.1优化参数下的微观组织 (50)

5.2优化参数下的力学性能 (51)

5.3本章小结 (52)

第6章结论与展望 (53)

6.1结论 (53)

6.2展望 (54)

参考文献 (55)

攻读硕士期间发表论文 (59)

致谢 (60)

第1章绪论

1.1研究背景

随着现代工业和铸造新技术的发展，对具有特殊性能的铸造铝合金，如具有高强高韧、优良的耐磨性和耐腐蚀性的铸造铝合金，需求量越来越大。尤其是在一些航空航天、国防军工等关键技术领域中，对材料性能的苛刻要求使得传统的铝合金材料已经难以满足其在关键部件中的应用需求。因此，具有高强度、高韧性和耐腐蚀性等特殊性能的铸造铝合金，成为科研工作者研究的热点[1-2]。

铝合金强韧化综合了轻金属、高强和高韧三个方面的特点，可以有效实现航空产业对材料高强、高韧和轻量的要求，受到了国内外科研工作者的广泛重视。Al-Cu系合金作为典型的高强韧铸造铝合金，具有比强度高、耐蚀性好、塑韧性强、可用于铸造生产形状复杂的零部件等优点，在航空航天、国防科技等领域已经得到了广泛的应用[3-4]。

Al-Cu系高强度铸造铝合金有很多种类，我国的ZL205A合金、美国的KO-1合金、俄罗斯的BAЛ10合金[5]等都属于此类合金，它们的性能是目前国内外应用的铸造铝合金中最优的，但是，这些材料含有Ag和V等稀贵金属，尤其是对Fe和Si等杂质含量限制十分苛刻，因此，必须用高纯铝等优质原材料制作，而且，它们的熔铸工艺比较严格，生产质量不稳定，成本很高。因此，研究一种低成本、高强度和高韧性且简便实用的铝合金材料成为非常重要而又现实的课题[6]。

ZL210A合金是我国铸造工作者在俄BAЛ10合金的基础上研制出来的一种适合国内生产状况的新型高强度铸造铝合金。ZL210A合金不含Ag和V等希贵金属，对杂质限量也较ZL205A等合金宽，因此降低了对金属原材料的要求，生产工艺简单，所以具有很高的经济价值。ZL210A合金已用于生产飞机、航天器及重要民用受力件上的一些关键受力构件，如支架和壳体等。

ZL210A合金虽然具有以上优点，但在实际生产应用中仍存在以下问题：（1）实际生产中，生产工艺较复杂，质量不稳定，ZL210A合金在保证高强度的同时，其伸长率偏低，甚至低于1%；（2）ZL210A合金属于时效硬化型合金，并且在不同的时效阶段析出相尺寸和形貌也各不相同，其时效序列一般为过饱和固溶体（SSS）→GPI区→GPII区（θ"相）→θ′相→θ相[7]，且不同时效阶段的析出相对合

金的强度、硬度以及塑性都有着不同的影响，而ZL210A合金在何种时效阶段才能具有最佳的强塑性组合，到目前尚未确定。另外，ZL210A合金源于俄罗斯，国内开展的相关研究较少，对其性能特点和相应的生产工艺并不十分了解，因此有必要对该合金进行系统的研究。

1.2铝铜合金及其应用现状概述

1.2.1铝铜合金概述

Al-Cu系合金是工业上应用最早的铸造铝合金之一，其在室温和高温下都具有较好的综合力学性能，如较高的强度和塑性，且高温性能和机械加工性能优良，已经在航空、航天、国防、交通运输及建筑装饰等领域得到了广泛的使用，是发展高强高韧铝合金的基础[8-9]。

Al-Cu系合金的种类有很多，可分为Al-Cu二元合金以及Al-Cu-Si、Al-Cu-Mn 和Al-Cu-Mg等多元合金。Cu元素是其主要的合金强化元素，除了Cu元素外，Mn、Ti、Zr、Cr及稀土等微量元素的加入也能够改善并提高合金的强度、塑性、高温性能和机械加工性能。

国内外许多科研工作者一直都致力于铝铜系合金的研究，希望通过优化合金成分、改善合金铸造工艺和优化合金热处理工艺等方法提高铝铜合金的综合性能或开发出新的铝铜系合金。

A-U5GT是由法国人20世纪初在Al-Cu系二元合金的基础上开发出来的一种具有优良综合性能的合金。A-U5GT的合金成分为:Cu4.2～5.0%、Mg0.15～0.35%、Ti0.05～0.30%、Fe≤0.35%、Si≤0.20%，A-U5GT合金和我国ZL203合金很接近。已被列入法国国家标准和法国宇航标准，它是一种具有优异力学性能的高纯度铝合金，其T5状态下的抗拉强度可以达340～385MPa，伸长率可达5.5～11%，其在T6状态不仅拥有较高的强度，还具有良好的韧性[10]。通过对A-U5GT合金的研究，美国研究人员研制出了201.0(AlCu4AgMgMn)合金，商业名称为“KO-1”，201.0合金具有中等的抗拉强度和伸长率、良好的高温性能和机械加工性能以及良好的焊接性能，T7热处理后还具有良好的抗应力腐蚀能力，适用于砂型、金属型和熔模铸造，该合金大量用于宇航和民用产品上，如叶轮、摇臂、连杆、导弹舵面、气缸、活塞及起落架等铸件[11]。俄BAЛ10合金是由俄罗斯科研人员研发的一种高强铸造铝合金，其室温强度、塑性、焊接性能和机械加工性能良好，但铸造性能不佳，可以用于砂型铸造，主要应用在需承受大载荷的构件上，如支臂飞机、

挂梁等飞机和导弹上的构件[12]。在高强度Al-Cu系合金研制方面，我国科研工作者也作出了杰出的贡献。例如，在60-70年代，北京航材院成功研制了一种新型的高强度铸造Al-Cu系合金ZL205A，它是在Al-Cu二元系合金的基础上，通过添加其它微量合金元素，如Zr、Mn、Cd、B和Ti等而研制出来的。ZL205A合金经热处理后其最终抗拉强度可达510MPa，伸长率最高值可达13%以上[13]。

1.2.2铝铜合金应用

Al-Cu系合金的机械加工性能和焊接性能良好，但它们的铸造性能和耐腐蚀性能一般都很差。Al-Cu系合金主要用于受力构件和耐热零件，在航空航天领域应用较多。主要的Al-Cu系合金及其特点和相关应用领域[12]如下：

（1）ZL201合金：ZL201合金代号为ZAlCu5Mn，该合金具有较高的室温和高温拉伸性能，良好的塑性及冲击韧性，且具有较好的焊接性能和切削加工性能，但该系合金铸造性能和耐腐蚀性能较差，容易产生热裂。主要用于中低温度下工作的飞机构件和其它高强度零件，如支臂、副油箱、特设挂梁和弹射内梁等。

（2）ZL201A合金：ZL201A合金是在ZL201合金的基础上，通过控制Fe和Si等杂质含量发展起来的一种合金，ZL201A合金比ZL201合金具有更好的室温及高温性能、切削加工性能和焊接性能，已经在发动机零件上得到了应用。

（3）ZL202合金：ZL202合金具有较好的高温强度、铸造性能、抗热裂性能和耐磨性等，适用于金属型铸造和砂型铸造。ZL202合金一般应用在汽车活塞、汽缸头、轴承盖和轴瓦等构件。

（4）ZL203合金：ZL203合金代号为ZAlCu4，该合金高温强度、切削加工性能和焊接性能较好，但铸造性能和抗腐蚀性能较差，主要应用在曲轴箱、轴壳体和飞机等零件。

（5）ZL204A合金：ZL204A合金代号为ZAlCu5MnCdA，该合金具有很高的室温强度和良好的塑性，焊接性能和切削加工性能较好，铸造性能较差，主要应用于承受大载荷的构件，如挂梁、支臂等飞机和导弹上的零件。

（6）ZL205A合金：ZL205A合金代号为ZAlCu5MnCdV A，ZL205A合金是一种高纯高强度铸造铝合金，是目前世界上应用的强度最高的铸造铝合金之一，该合金拥有较好的塑性、韧性和耐腐蚀性能，焊接性能和切削加工性能优良，但铸造性能较差，可用于砂型铸造、金属型铸造和熔模铸造。ZL205A合金一般用作承受高载荷构件，如各种挂梁、支臂、叶轮、轮毂、导弹舵面和架线滑轮等零件。

（7）ZL206合金：ZL206合金属于耐热铸造铝合金，高温和室温强度较高，

适用于制造在250～400℃下长期工作并要求具有良好力学性能的航空构件。

（8）ZL207合金:ZL207合金代号为ZAlRE5Cu3Si2，该合金是含稀土的耐热铸造铝合金，具有优异的力学性能、较好的铸造性能以及良好的焊接性能和切削加工性能，但室温抗拉强度较低，主要应用于300～400℃下长期工作的耐热零件，如弯管、飞机空气分配器的壳体和活门等零件。

（9）ZL208合金:ZL208合金代号为ZAlCu5Ni2CoZr，该合金是高强耐热铸造铝合金，具有很高的耐热强度，工艺性能稳定，固溶处理时不易过烧，淬透性好，但室温力学性能较差。主要应用于发动机高温受力构件，如机匣和缸盖等。

（10）ZL201.0合金：ZL201.0合金商业名称为“KO-1”合金，是美国电子专利公司的一个专利合金，该合金拥有很高的抗拉强度和中等的伸长率，且切削性能、焊接性能和高温性能优良，T7处理后，具有较好的抗应力腐蚀性能，但铸造性能较差。该合金主要用于航空宇航及民用产品上的需要较高抗拉强度、较高屈服强度和中等韧性的零件，如叶轮、连杆、气缸、摇臂、导弹舵面、泵体、活塞、起落架铸件和齿轮箱构件等。

（11）206.0合金：206.0合金抗拉强度和屈服强度很高，伸长率也较好，高温强度和切削加工性能优良，但铸造性能较差，应用于航空航天及汽车产品上要求具有较高的室温和高温强度的零件，如齿轮箱、叶轮和汽缸头等零件。

（12）BAЛ10合金：BAЛ10合金是俄罗斯科研人员开发的一种高性能铝合金，其室温强度、塑性、焊接性能和切削加工性能都较好，主要用于挂梁、支臂飞机和导弹等需要承受大载荷的构件上。

1.3铝铜系合金时效析出相

Al-Cu系合金在固溶处理过程中，Cu元素固溶到α（Al）基体之中，经快冷淬火后形成过饱和的固溶体，时效阶段过饱和固溶体分解，析出大量的第二相颗粒，使合金的强度和硬度提高，Al-Cu系合金是典型的时效强化型合金，且在不同的时效阶段，时效析出第二相的形貌、尺寸和取向等也不尽相同。Al-Cu合金时效序列大致如下：过饱和固溶体（SSS）→GPI区→GPII区（θ"相）→θ′相→θ相[14-15]。

（1）GPI区的形成：当时效温度较低或时效时间较短时，Cu原子在基体的{100}取向上偏聚形成富铜片层的原子偏聚区，即为GPI区，它与基体保持着完全共格的关系，形成了共格应变区，使合金的强度和硬度提高；

（2）GPII（θ"相）区的形成：随时效温度的升高和时效时间的延长，铜原子继续偏聚并出现具有正方晶格的规律化区域，即为GPII区。GPII区同样也与基体

保持着共格的关系，但相对于GPI区而言，GPII区尺寸更大且更有序，所以GPII 区对位错运动的阻碍作用更大，因此，其强化效果更好；

（3）过渡相θ′的形成：随着时效的进行，Cu原子在GPII区继续偏聚，当Cu 原子与铝原子的比例达到1:2时，会形成过渡相θ′相，θ′相与铝基体保持着局部的共格关系，共格畸变程度减弱，对位错的阻碍作用也减少，强化作用降低；

（4）稳定θ相的形成：随着时效的继续进行，过渡相从Al基体中完全脱溶，形成具有明显界面的热力学平衡相，即θ相，θ相与Al基体的共格关系完全破坏，畸变消失，合金软化，并且随时效的继续进行，θ相不断聚集长大，合金的强度进一步下降。

1.4铝铜合金微观组织及力学性能优化途径

1.4.1合金成分优化

可以通过向Al-Cu系合金中加入其它合金元素，来改善Al-Cu系合金的组织和性能。Cu元素是其主要的合金强化元素，除Cu元素外，Mn、Ti、Zr、Cd及稀土等微量元素的加入也能够改善并提高合金的强度、高温性能和机械加工等性能。

（1）Cu的作用

Cu元素是Al-Cu系合金中主要的固溶强化元素，Cu元素在Al-Cu系合金中能够形成亚稳态的过渡相θ″相、θ′相及平衡相θ(CuAl2)相，它们是铝铜系合金中最主要的强化相。

（2）Mn的作用

Mn元素能阻止铝合金的再结晶过程，提高再结晶温度，Mn能够与Al形成MnAl6化合物，对再结晶晶粒的长大起阻碍作用，可以显著细化再结晶晶粒，MnAl6还能够与杂质元素Fe化合，形成(Fe、Mn)Al6化合物，使长条状或针状的Fe的化合物变成块状，从而减少了Fe元素的危害，提高了Al-Cu系合金的塑性。在Al-Cu-Mn系合金固溶处理过程中，过饱和固溶体发生分解，合金中的Mn元素一部分溶入α固溶体，一部分形成均匀弥散的T（Al12CuMn2）相，均匀弥散的T相质点可以提高合金的抗拉强度和屈服强度[16]。

（3）Ti的作用

Ti能与Al形成TiAl3化合物，TiAl3与Al的晶格常数相近，TiAl3的表面能够堆积一些铝原子，使合金更容易凝固，另外，TiAl3在α固溶体凝固前析出，所以TiAl3可以作为结晶时非自发形核的核心，起细化铸造组织的作用。但Ti含量较多

时，TiAl3相易聚集粗化，不能起到细化组织的作用，相反，会使组织变的更加粗大[17-18]。

（4）Zr的作用

Zr能与Al形成ZrAl3化合物，可阻碍再结晶过程，细化再结晶晶粒，Zr还可以溶入α固溶体，使基体的晶格发生畸变，产生固溶强化作用。另外，Zr还能够与合金液中的氢反应生成ZrH，减少铝合金铸件中的气孔和缩松缺陷。

（5）Cd的作用

在Al-Cu系铸造铝合金中，当Cd含量小于0.3%时，在合金中能均匀分布，能够细化θ″相和θ′相，并使θ″相和θ′相均匀分布，当Cd含量大于0.3%时，Cd开始富集，且随其含量的升高，富集程度越来越大，使θ″相和θ′相尺寸和间距增大，数量减少[19]。

1.4.2熔体处理

铸造生产时，合金液中的气体会导致合金冷却凝固时在铸件中出现气孔、缩孔缩松等缺陷，降低了材料的连续性和致密性，而合金液中的有害杂质则会导致铸件中生成一些脆性相和低熔点共晶相，导致铸件的强度降低，低熔点共晶相在热处理时还容易出现过烧，使铸件性能下降。熔体处理的目的就是清除或降低铝液中的气体和有害杂质，防止铸件因气孔和夹杂等产生缺陷。铝合金铸件中的气孔主要有三种形式：针孔、皮下气孔和单个大气孔。氢是铝液中的主要气体，(占气体总量的80%-90%)，氢气孔的存在对铝合金铸件的抗拉强度和伸长率都有严重影响，当孔隙度体积超过0.5%时，会大大降低铝合金铸件的塑性[20]。所以，熔体处理也是获得高强韧铸造铝合金的重要途径。

铝合金熔体处理的方法很多，主要有溶剂净化法、气体净化法、溶剂-气体联合净化法、熔体过滤法和静置处理等。

（1）溶剂净化法

溶剂净化法是通过向熔体中加入能够与熔体中的杂质发生反应的，并且其反应生成物容易清除的溶剂而净化熔体的一种方法。溶剂净化法是利用溶剂对熔体中的氧化夹杂的溶解和吸附而实现的。

（2）气体净化法

气体净化法是通过向熔体中通入气体，依靠通入气体的吸附作用使熔体中的杂质和气体随通入气体的逸出而达到净化熔体的一种方法。气体在熔体中的溶解度主要与压力和温度有关，控制体系中氢的分压，利用气体分压对溶解度的影响，

使之产生比较大的脱氢驱动力，使氢气和杂质很快的从溶剂中脱出。

（3）溶剂-气体联合净化法

采用气体净化熔体时，通入的气体因含有一定量的氧和水分，其表面会形成很薄且致密的氧化膜，阻碍了熔体中的氢和杂质进入气泡，导致净化效果降低。向净化的熔体中加入少量的细粉溶剂，带有溶剂的气泡进入熔体后，细粉状溶剂熔化，在气泡表面形成一层溶剂膜，将气体表面的氧化膜溶解，使氢气和杂质能够很容易的经熔剂膜进入气泡中，达到更加理想的熔体净化效果。

（4）熔体过滤

熔体过滤是使合金熔体通过有吸附介质的小孔径过滤板而机械拦截和吸附杂质的一种熔体处理方法。

（5）静置处理

静置处理是将合金熔体静置一段时间，使合金熔体中的杂质和气体充分上浮逸出至熔体表面而净化合金熔体的一种处理方法。

1.4.3晶粒细化

合金的晶粒尺寸是影响合金力学性能的重要因素。由霍尔-佩奇（Hall-Petch）公式σs=σ0+kd-1/2可知，晶粒尺寸越小，合金的强度越高。所以，晶粒细化是优化铸造铝合金微观组织和力学性能的重要途径。

铸造铝合金晶粒细化，根据情况不同，一般有3种方法：（1）在金属熔液中加入适当的难熔质点或能与A1形成难熔化合物质点的元素作为或产生非自发晶核，大量增加晶核数目，达到细化晶粒的目的，如向铝合金熔体中添加晶粒细化剂，如Ti、B和Zr等，它们能够与铝合金熔体反应生产Al3Ti和Al3Zr等高熔点的化合物，这些化合物能够作为铝固溶体异质形核的核心，从而使铝固溶体的晶粒组织得到细化；（2）通过向液态金属中加入能够吸附在微小晶体表面的微量易熔活性物质，使晶体与熔液隔开，阻碍晶体的生长；（3）向液态金属中加入微量能够改变其结晶性能的物质，改变初生晶体的形状。

在实际生产中，使用较多的是向液态金属中加入晶粒细化剂的方法。另外，除了向液态金属中加入晶粒细化剂，还可以通过适当的降低液态金属的过热度、搅拌金属液、降低浇注温度和增加冷却速度等措施来实现合金晶粒的细化。

1.4.4铸造工艺

铸造工艺包括很多因素，其中浇注温度和铸造方法是铸造工艺中两个重要的因素。

浇注温度是铸件质量的重要影响因素。浇注温度过高时，铸件的晶粒组织易粗大，铸件容易出现缩孔、缩松以及热裂等缺陷，导致铸件性能降低；浇注温度过低时，金属液流动性较差，铸件容易出现冷隔及浇不足等缺陷，另外，补缩通道也易受阻，也会出现缩松等缺陷[21]。

国内外已经有很多研究者研究了浇注温度对合金微观组织和力学性能的影响规律。宁志良[22]等人研究了浇注温度对A356合金半固态枝晶衍变规律的影响，发现浇注温度对A356铸态组织的形貌和晶粒尺寸有明显的影响，高温浇注的合金组织呈粗大树枝晶状。黄胜等[23]人研究了浇注温度对Al-7Zn-2.5Mg-Cu合金组织和热裂性能的影响，发现随着浇注温度升高，合金晶粒尺寸增加，晶间共晶数量减少，且由连续分布逐渐转变成半连续分布，合金的热裂倾向增大，但浇注温度为680℃时，合金出现浇不足缺陷，在保证铸件完整成形的前提下，降低浇注温度能够有效地减少其热裂倾向。于海朋[24]等人研究了浇注温度对间接挤压铸造Al-5Cu合金的影响，实验结果表明：适当的提高浇注温度有利于减小热裂倾向，获得组织致密的铸件。黄晓锋[25]等人研究了压射速度和浇注温度对Al-10%Si合金组织与硬度的影响，发现浇注温度对合金晶粒尺寸和硬度值影响较大，合理浇注温度有利于获得晶粒尺寸细小，硬度值高的试样。汤鑫[26-27]等人等通过降低浇注温度，优化了合金晶粒和组织结构，提高了高温合金的性能。郭建亭[28]等人也通过降低浇注温度细化了K417合金的晶粒和组织结构，大大提高了合金的疲劳性能。王华[29]等人研究了浇注温度对合金的组织结构和力学性能的影响，实验结果表明，降低浇注温度有利于获得高的拉伸强度和塑性。

铸造方法对合金的微观组织和力学性能也有重要的影响。很多研究者在这方面也做了大量的工作。不同铸型对铝合金性能影响的差异主要是因为冷却速率的不同。冷却速度是决定晶粒形核和长大的一个重要影响因素，适宜的冷却速度有利于获得尺寸细小的晶粒组织。因此合理地控制铸件的冷却速度是获得优质铸件和理想微观组织的前提。

王继章[30]等人研究了铸造方法对ZAlSi6Cu4Mg力学性能的影响，结果表明，金属型的抗拉强度比砂型铸造提高了8%，伸长率提高了10.35%。与石墨铸型试样相比，金属铸型试样的微观硬度值更高，二次枝晶间距减小，相应的宏观晶粒尺寸减小[31]。相同条件下，耐火材料铸模试样平均晶粒尺寸为138μm，而采用石墨铸

模晶粒平均尺寸为35μm，石墨铸模晶粒尺寸明显减小且晶粒形貌更加均匀[32]。

北京航空材料研究院贾泮江[33，21]等人研究了不同铸造方法和不同浇注温度对ZL210A合金砂型试样力学性能、微观组织以及断口形貌的影响，结果表明，对ZL210A铸造铝合金而言，金属型铸造方法优于砂型铸造方法，其常规力学性能σb、σ0.2和δ均高于砂型铸造，从断口形貌上看，试样断口形貌均呈现典型的穿晶断裂，且韧窝较深，金属型固溶态试样的断口韧窝最为明显，呈现出较好的韧性；浇注温度对ZL210A合金力学强度、硬度值和合金断口形貌影响不大，对合金伸长率略有影响，晶界上析出的共晶相随着浇注温度的提高而增多，合金铸态组织主要为α（Al）相和θ（Al2Cu）相。很明显，国内研究者仅开展了少量的ZL210A合金砂型铸造和金属型铸造的相关研究。

1.4.5热处理

热处理是在铸件成形后优化合金微观组织和提高其力学性能的一种重要的方法。由于铸造铝合金的组织粗大，并伴有偏析等缺陷，使其常常不能满足使用要求，所以，铝合金铸件使用前基本上都要进行热处理。热处理是影响Al-Cu系合金组织和性能的重要因素，是Al-Cu系合金强韧化的重要途径[34]。

铝合金的热处理主要有固溶处理和时效处理。固溶处理是把铸件加热到第二相能全部或最大限度的溶入固溶体的温度，保持一定的时间后，然后以快于第二相析出的速度进行冷却，从而使合金高温态时的组织能被保存到室温的工艺过程。其实质是溶质原子溶入基体，置换了部分Al原子，导致基体的晶格产生畸变，畸变会以溶质原子为中心产生应力场，该应力场与位错本身的应力场发生弹性交互作用，促使溶质原子聚集在位错附近形成“柯氏气团”，从而使位错处于稳定状态[35]，因为柯氏气团对位错有“钉扎”作用，位错脱离气团的钉扎而运动或拖着气团运动，都必须施加更大的外力[36]。时效处理是把铸件加热到适当的温度，一，保持一定时间，然后缓慢冷却到室温。时效强化的实质是强化相般为0.5~0.6T

熔

从铝基体中析出，并弥散均匀分布于基体中，产生弥散强化，从而提高合金的强度。固溶处理的主要影响因素有固溶温度、固溶时间和淬火水温。

通过适当的固溶处理工艺，能够溶解铸态非平衡结晶形成的粗大多相组织，使合金元素充分固溶到基体之中，提高超高强铝合金的性能[37]。适当的提高固溶温度，能够增加溶质原子在基体内固溶度，固溶度越高，固溶体中溶质原子浓度就越高，固溶强化效果越好。另外，增加固溶温度，提高了溶质原子在合金中扩散速率，从而减少了时效过程中析出相的临界晶核尺寸，提高了形核率，增加了

时效析出相数量，且析出相尺寸更细小、分布也更均匀和弥散，合金强化效果增强。但固溶温度不是越高越好，超过了合理的固溶温度范围，会导致晶粒粗化，使合金强度降低，而且不易熔及来不及熔解的低熔点共晶相将熔化，出现团聚现象，在淬火后形成孔洞[38]。

彭继华[39]等人研究了热处理对A356铝合金组织结构和力学性能的影响，发现Mg和Si在550°C固溶2h后能均匀固溶在α（Al）中，170°C时效2h能达到很好的沉淀强化作用，试样的抗拉强度和伸长率在T6状态下最佳。Jae-Ho JANG[40]等人研究了固溶温度和人工时效对Al-Cu系合金微观组织及力学性能的影响，发现随着固溶温度的升高，Al-Cu系合金的力学性能先增加后减少。而固溶时间对其微观组织和力学性能影响较小。

梁文杰[41]等人研究了含钪Al-Cu-Li-Zr合金的热处理制度，结果表明，适当提高固溶温度或延长固溶时间可以促进合金中过剩相的溶解，提高合金的强度和塑性。李慎兰[42]等人研究了固溶温度对6061铝合金组织和性能的影响，发现其强度和硬度随着固溶温度的升高而增加，当基体有轻微过烧时强度并没有降低。蹇海根[43]等人研究了固溶处理对7B04铝合金组织和性能的影响，发现在410~470℃范围，随固溶温度增加和时间延长，铸态的粗大的平衡相逐渐回溶，合金强度得到提高，固溶温度过高或固溶时间过长，合金晶粒粗化，强度降低。

时效过程中过饱和固溶体在发生分解，合金元素从基体中不断析出，形成弥散分布的强化相，阻碍了晶界和位错的运动，使合金强度提高。国内外很多研究者在铝合金时效方面做了大量工作。

李柏茹[44]等人研究了时效处理对2618铝合金力学性能的影响，结果表明：对2618铝合金进行时效处理后，可以获得大量均匀、细小的Al9FeNi异相强化相，可明显提高2618铝合金的常温和高温抗拉强度。胡祖麒[45]等人研究了时效处理对高强韧压铸Al-Mg-Si-Mn合金力学性能的影响，试验结果表明：AlMg5SiMn合金在时效处理后分布于α-Al上的β-Al8Mg5相减少，试样的抗拉强度、屈服强度和硬度分别提高14%、29%和9%。王会敏[46]等人研究了时效温度对大冷变形2519A铝合金组织与性能的影响，发现低温长时间时效，合金的强度和塑性都较高。

除固溶温度、固溶时间、时效温度和时效时间以外，淬火水温对合金微观组织和力学性能也有重要的影响。国内外也有一些研究者研究了淬火水温对合金微观组织和力学性能的影响。

王利华[47]等人研究了淬火工艺对7075合金力学性能的影响，发现淬火水温对伸长率的影响较小，淬火水温不宜超过40℃，否则会使合金的抗拉强度和屈服强度明显下降。张晓敏[48]等人研究了淬火水温对Al-Cu-Mn高强铸造合金性能的影响，

结果表明：合金的拉伸强度和伸长率在60℃淬火时达到最大值，在30℃和40℃淬火时，由于冷却速率较快，会产生淬火裂纹和且晶界模糊，100℃淬火时，在晶界析出较多条状物且晶粒尺寸增大，晶内二次T相偏聚。

国内只有少数几个研究者从热处理的角度对ZL210A合金展开了研究。北京航空材料研究院贾泮江[49-51]等人研究了不同固溶温度、不同时效温度和不同时效时间对ZL210A合金砂型试样力学性能、微观组织以及断口形貌的影响，结果发现砂型试样固溶状态力学性能σb、σ0.2、硬度和δ值比其铸态时有较大提高，545℃固溶和555℃固溶时砂型试样的力学性能相近，金相组织和断口形貌相同；通过对不同时效温度下ZL210A合金砂型试样力学性能、微观组织和断口形貌的研究，结果表明:当时效温度为170℃时，试样的抗拉强度、屈服强度和硬度达最大值，随着时效温度升高，试样的伸长率迅速下降，然后趋于稳定；通过研究时效时间对ZL210A 砂型试样力学性能、微观组织和断口形貌的影响，发现时效时间对合金显微组织有显著的影响，当时效4h时，合金试样抗拉强度、屈服强度和硬度达最大值500MPa、435MPa和150HBS，伸长率达最小值5%，随着时效时间的延长，抗拉强度、屈服强度、硬度和伸长率趋于稳定。但他们仅从固溶温度、时效温度和时效时间的角度进行了研究，而未展开有关固溶时间和淬火水温等对ZL210A合金组织和性能影响的研究。

1.5研究目的、意义及主要内容

ZL210A合金是一种新型高强度铸造铝合金，具有很高的经济价值与开发应用前景。但在实际生产中，质量不稳定，在保证高强度的同时，其偏低的伸长率性能不能满足目前航空、航天、国防和汽车等领域对高强韧铸造合金越来越大的应用需求，因此，为实现ZL210A合金在各领域的大规模应用，在保证其具有较高强度的同时，必须采取有效的措施来改善ZL210A合金的塑性。

铸造工艺和热处理工艺的优化是改善铸造铝合金微观组织和力学性能的有效途径。铸造工艺优化是在铸件成形前改善铸件微观组织和力学性能的重要途径，铸造工艺包括浇注温度和铸造方法，选择合适的浇注温度和铸造方法，能够显著优化合金微观组织，提高合金力学性能。热处理工艺是在铸件成形后优化合金性能的重要方法，ZL210A合金是一种典型的热处理强化型合金，选取最佳的热处理工艺，是优化其微观组织，提高其综合力学性能的重要途径。

因此，本研究课题从铸造工艺和热处理工艺二个方面展开研究。首先比较不同浇注温度和铸造方法对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响规律，探索不

同铸造工艺方法影响ZL210A合金微观组织和力学性能的机理；最后，研究不同热处理工艺参数对ZL210A合金微观组织和力学性能的影响规律，探索热处理改善ZL210A合金微观组织和力学性能的机理。希望通过以上研究，提高ZL210A合金的综合性能，为ZL210A合金铸件的生产及应用提供有力的技术支撑。

主要研究内容如下：

（1）在国内目前砂型、金属型铸造的基础上，开展ZL210A合金的熔模铸造实验研究，并与砂型铸造和金属型铸造对ZL210A合金组织和性能的影响进行对比；

（2）研究不同的浇注温度对ZL210A合金的微观组织和力学性能的影响规律，通过对比分析不同浇注温度下ZL210A合金的微观组织和力学性能，以获得最佳的浇注温度参数，同时，进一步分析不同浇注温度影响ZL210A合金微观组织及力学性能的机理；

（3）通过研究分析不同热处理工艺条件下ZL210A合金的微观组织形貌、相结构以及力学性能的变化规律，得到最佳的固溶温度、固溶时间、淬火水温、时效温度和时效时间工艺参数。

铝合金热处理原理

铝合金热处理原理 铝合金铸件的热处理就是选用某一热处理规范，控制加热速度升到某一相应温度下保温一定时间并以一定得速度冷却，改变其合金的组织，其主要目的是提高合金的力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工型能，获得尺寸的稳定性。 铝合金热处理特点 众所周知，对于含碳量较高的钢，经淬火后立即获得很高的硬度，而塑性则很低。然而对铝合金并不然，铝合金刚淬火后，强度与硬度并不立即升高，至于塑性非但没有下降，反而有所上升。但这种淬火后的合金，放置一段时间（如4～6昼夜后），强度和硬度会显著提高，而塑性则明显降低。淬火后铝合金的强度、硬度随时间增长而显著提高的现象，称为时效。时效可以在常温下发生，称自然时效，也可以在高于室温的某一温度范围（如100～200℃）内发生，称人工时效。 铝合金时效强化原理 铝合金的时效硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分布等。目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果。 铝合金在淬火加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚。 硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。 沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。沉淀硬化所要求的溶解度－温度关系，可用铝铜系的Al－4Cu 合金说明合金时效的组成和结构的变化。图3－1铝铜系富铝部分的二元相图，在548℃进行共晶转变L→α＋θ（Al2Cu）。铜在α相中的极限溶解度5.65％（548℃），随着温度的下降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05％。 在时效热处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程： 形成溶质原子偏聚区－G·P（Ⅰ）区 在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的。时效初期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称G·P（Ⅰ）区。G·P（Ⅰ）区与基体α保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗变形的共格应变区，故使合金的强度、硬度升高。 G·P区有序化－形成G·P（Ⅱ）区 随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成G·P（Ⅱ）区。它与基体α仍保持共格关系，但尺寸较G·P（Ⅰ）区大。它可视为中间过渡相，常用θ”表示。它比G·P（Ⅰ）区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，θ”相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。 形成过渡相θ′ 随着时效过程的进一步发展，铜原子在G·P（Ⅱ）区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为1：2时，形成过渡相θ′。由于θ′的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格关系开始破坏，即由完全共格变为局部共格，因此θ′相周围基体的共格畸变减弱，对位错运动的阻碍作用亦减小，表现在合金性能上硬度开始下降。由此可见，共格畸变的存在是造成合金时效强化的重要因素。 形成稳定的θ相 过渡相从铝基固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显界面的独立的稳定相Al2Cu，称为θ相此时θ相与基体的共格关系完全破坏，并有自己独立的晶格，其畸变也随之消失，并随时效温度的提高或时间的

铝合金及热处理

铝合金的热处理 铸造铝合金的金相组织比变形铝合金的金相组织粗大，因而在热处理时也有所不同。前者保温时间长，一般都在2h以上，而后者保温时间短，只要几十分钟。因为金属型铸件、低压铸造件 铸造铝合金的金相组织比变形铝合金的金相组织粗大，因而在热处理时也有所不同。前者保温时间长，一般都在2h以上，而后者保温时间短，只要几十分钟。因为金属型铸件、低压铸造件、差压铸造件是在比较大的冷却速度和压力下结晶凝固的，其结晶组织比石膏型、砂型铸造的铸件细很多，故其在热处理时的保温也短很多。铸造铝合金与变形铝合金的另一不同点是壁厚不均匀，有异形面或内通道等复杂结构外形，为保证热处理时不变形或开裂，有时还要设计专用夹具予以保护，并且淬火介质的温度也比变形铝合金高，故一般多采用人工时效来缩短热处理周期和提高铸件的性能。 一、热处理的目的 铝合金铸件热处理的目的是提高力学性能和耐腐蚀性能，稳定尺寸，改善切削加工和焊接等加工性能。因为许多铸态铝合金的机械性能不能满足使用要求，除Al-Si系的ZL102，Al-Mg系的ZL302和Al-Zn系的ZL401合金外，其余的铸造铝合金都要通过热处理来进一步提高铸件的机械性能和其它使用性能，具体有以下几个方面：1）消除由于铸件结构（如璧厚不均匀、转接处厚大）等原因使铸件在结晶凝固时因冷却速度不均匀所造成的内应力；2）提高合金的机械强度和硬度，改善金相组织，保证合金有一定的塑性和切削加工性能、焊接性能；3）稳定铸件的组织和尺寸，防止和消除高温相变而使体积发生变化；4）消除晶间和成分偏析，使组织均匀化。

二、热处理方法1、退火处理 退火处理的作用是消除铸件的铸造应力和机械加工引起的内应力，稳定加工件的外形和尺寸，并使Al-Si系合金的部分Si结晶球状化，改善合金的塑性。其工艺是：将铝合金铸件加热到280-300℃，保温2-3h，随炉冷却到室温，使固溶体慢慢发生分解，析出的第二质点聚集，从而消除铸件的内应力，达到稳定尺寸、提高塑性、减少变形、翘曲的目的。 2、淬火 淬火是把铝合金铸件加热到较高的温度（一般在接近于共晶体的熔点，多在500℃以上），保温2h以上，使合金内的可溶相充分溶解。然后，急速淬入60-100℃的水中，使铸件急冷，使强化组元在合金中得到最大限度的溶解并固定保存到室温。这种过程叫做淬火，也叫固溶处理或冷处理。 3、时效处理 时效处理，又称低温回火，是把经过淬火的铝合金铸件加热到某个温度，保温一定时间出炉空冷直至室温，使过饱和的固溶体分解，让合金基体组织稳定的工艺过程。 合金在时效处理过程中，随温度的上升和时间的延长，约经过过饱和固溶体点阵内原子的重新组合，生成溶质原子富集区（称为G-PⅠ区）和G-PⅠ区消失，第二相原子按一定规律偏聚并生成G-PⅡ区，之后生成亚稳定的第二相（过渡相），大量的G-PⅡ区和少量的亚稳定相结合以及亚稳定相转变为稳定相、第二相质点聚集几个阶段。 时效处理又分为自然时效和人工时效两大类。自然时效是指时效强化在室温下进行的时效。人工时效又分为不完全人工时效、完全人工时效、过时效3

弥散强化铸造合金制备工艺的研究

第21卷第11期2009年11月 钢铁研究学报 Jo urnal o f Iro n and Steel Resear ch V o l.21,N o.11N o vember 2009 基金项目:国际科技合作项目(20061415) 作者简介:冯 硕(1985-),男,硕士生; E -mail:fengs huo1985a@yahoo 1com 1cn; 修订日期:2009-07-02 弥散强化铸造合金制备工艺的研究 冯 硕1, 韩 伟2, 骆合力1, K arin G 3, 李长海3 (1.钢铁研究总院高温材料研究所,北京100081; 2.中国钢研科技集团公司集团办公室,北京100081;3.Chalmers 工业大学材料科学与工程学院,瑞典哥德堡SE -41296) 摘 要:通过铸造实现弥散强化是不同于传统粉末冶金弥散强化的新途径。总结了现有的几种用铸造实现弥散强化的工艺。如何在钢液中获得大量超细的第二相粒子、大量超细的第二相粒子在钢液中的行为、第二相粒子在凝固前沿的行为这三个基本问题决定最终强化的效果。对这三个基本问题进行了理论分析,指出了工艺的几个关键点。 关键词:弥散强化;铸造合金;制备工艺 中图分类号:T G136+11 文献标识码:A 文章编号:1001-0963(2009)11-0051-05 Analysis of Casting Technique for Dispersion Strengthening FENG Shuo 1 , H AN Wei 2 , LU O H e -li 1 , Karin G 3 , LI Chang -hai 3 (1.H ig h T emper atur e M aterial Research Institute,Cent ral Iro n and Steel Resear ch I nstit ute,Beijing 100081,China;2.Gr oup O ffice,China Iro n and Steel Research Institute G ro up,Beijing 100081,China; 3.Department of M aterials Science and Engineer ing,Chalmers U niver sity o f T echno log y,Go thenbur g SE -41296,Sweden) Abstract:D isper sion strengthening thro ug h so lidificat ion pr ocessing is an inno vative route compared w ith tradition -al pow der metallurg y r oute.Ex isting casting techniques w hich can realize disper sion str eng thening are rev iewed.H ow to achieve a la rge number of ultr afine second phase par ticles in liquid metal,the behavior of these particles in liquid met al and the behav ior o f these part icles at the so lid/liquid interface are three basic issues t hat contro l the f-i nal strengt hening effect.T he basic issues inv olv ed ar e analyzed and so me key po ints are sug gested.Key words:disper sion strengthening;casting alloy ;pro cess 在合金的各种强化方法(亚结构强化、固溶强化、析出强化、复合强化和弥散强化)中,弥散强化是一种比较独特的强化方法。亚结构强化、固溶强化、析出强化的强化效果随温度升高而逐渐减弱直至消失。弥散强化采用超细的稳定的碳化物、氮化物、氧化物强化合金基体,这些稳定的第二相粒子即使在高温下也不聚集长大,其强化效果可一直保持到很高的温度(甚至到熔点附近),因此弥散强化合金在高温下有很大的优势 [1] 。弥散强化与复合强化的区 别在于:弥散强化采用小体积分数(一般小于5%)的超细的第二相粒子强化,而复合强化则采用大体 积分数(一般大于20%)的晶须、纤维等强化。为了在合金基体中引入大量超细稳定的第二相粒子,传统的弥散强化合金都采用粉末冶金的方法制造。粉末冶金弥散强化合金采用内氧化法、共沉淀法、机械合金化(M A)等手段获得超细的稳定的第二相粒子在合金基体上均匀弥散的分布。虽然传统弥散强化合金取得很大成功,但由于工艺的复杂性、成本高、焊接性能不佳等因素限制了其进一步发展。采用其他工艺如铸造制备弥散强化合金的研究虽然不多,但也取得了一定的成功。本文对现有的几种可实现弥散强化的铸造工艺进行了总结,并对工艺过程涉

废铝熔炼铝锭的工艺操作规范

再生铝熔炼工艺特点? 再生铝是以回收来的废铝零件或生产铝制品过程中的边角料以及废铝线等为主要原材料，经熔炼配制生产出来的符合各类标准要求的铝锭。这种铝锭采用回收废铝，而有较低的生产成本，而且它是自然资源的再利用，具有很强的生命力，特别是在当前科技迅猛发展，人民生活质量不断改善的今天，产品更新换代频率加快，废旧产品的回收及综合利用已成为人类持续发展的重要课题，再生铝生产也就是在这样的形式下应运而生并具有极好的前景。? 由于再生铝的原材料主要是废杂铝料，废杂铝中有废铝铸件（以Al-Si合金为主）、废铝锻件（Al-Mg-Mn、Al-Cu-Mn等合金）、型材（Al-Mn、Al-Mg等合金）废电缆线（以纯铝为主）等各种各样料，有时甚至混杂入一些非铝合金的废零件（如Zn、Pb合金等），这就给再生铝的配制带来了极大的不便。如何把这种多种成分复杂的原材料配制成成分合格的再生铝锭是再生铝生产的核心问题，因此，再生铝生产流程的第一环节就是废杂铝的分选归类工序。分选得越细，归类得越准确，再生铝的化学成分控制就越容易实现。? 废铝零件往往有不少镶嵌件，这些镶嵌件都是些以钢或铜合金为主的非铝件，在熔炼过程中不及时地扒出，就会导致再生铝成分中增加一些不需要的成分（如Fe、Cu等）因此，在再生铝熔炼初期，即废杂铝刚刚熔化时就必须有一道扒镶嵌件的工序（俗称扒铁工序）。把废杂铝零件中的镶嵌件扒出，扒得越及时、 越干净，再生铝的化学成分就越容易控制。扒铁时熔液温度不宜过高，温度的升高会使镶嵌件中的Fe、Cu元素溶入铝液。?

各地收集来的废杂铝料由于各种原因其表面不免有污垢，有些还严重锈蚀，这些污垢和锈蚀表面在熔化时会进入熔池中形成渣相及氧化夹杂，严重损坏再生铝的冶金质量。清除这些渣相及氧化夹杂也是再生铝熔炼工艺中重要的工序之一。采用多级净化，即先进行一次粗净化，调整成分后进行二级稀土精变，再吹惰性气体进一步强化精炼效果，可有效的去除铝熔液中的夹杂。? 废铝料表面的油污及吸附的水分，使铝熔液中含有大量气体，不有效的去除这些气体就使冶金质量大大下降，强化再生铝生产中的除气环节以降低再生铝的含气量是获得高质量再生铝的重要措施。? 再生铝原材料组成? 1、废杂铝来源? 目前我国再生铝厂利用的废杂铝主要来源于两方面，一是从国外进口的废杂铝，二是国内产生的废杂铝。? 进口废杂铝? 最近几年国内大量从国外进口废杂铝。就进口废杂铝的成分而言，除少数分 类清晰外大多数是混杂的。一般可以分为以下几大类：? ①单一品种的废铝? 此类废铝一般都是某一类废零部件，如内燃机的活塞，汽车减速机壳、汽车轮毂、汽车前后保险栓。铝门窗等。这些废铝在进口时已经分类清晰，品种单一，且都是批量进口，因此是优质的再生铝原料。?

合金钢及其热处理工艺

合金钢及热处理工艺 第一篇结构钢 各类结构钢的含碳量及热处理方法 第一节调质钢 调质钢分低淬透性调质钢中淬透性调质钢高淬透性调质钢 一、低淬透性调质钢油淬临界直径最大为30~40mm，合金元素种类少，总含量不大于 2.5%，常用的有铬钢、锰钢、铬硅钢和含硼钢。如30Cr、35Cr、40Cr、45Cr、30Mn2、 35Mn2、40Mn2、45Mn2、50Mn2、42Mn2V、40MnB等 （一）40Cr过热倾向不大，淬火性较好，回火稳定性较高，经调质后能获得较高的综合机械性能。因此它是应用最广的调质钢之一。 40Cr有两种加工路线；1）硬度较高（HB341~451）锻造-正火（退火）-加工-调质 2）硬度较低（HB255~285）锻造-调质-加工调质前是否进行正火或退火，关键在于锻造的掌握上，掌握得好，可以从略。淬火温度水淬830~850℃；油淬850~870℃。40Cr也可以制造经表面硬化处理的零件，如气体碳氮共渗，感应加热。 （二）45Mn2能促进钢的晶粒长大，显著提高钢的淬透性，45Mn2有较敏感的回火脆性，高温回火后要快冷（水或油中冷却）。淬火温度810~840℃，油淬。 （三）硅锰钢硅全部溶入铁素体，固溶强化效果显著，但含量过多（＞2%）将会较多地降低塑性和韧性。硅能提高淬透性，单一不明显，与锰或铬复合加入，效果显著。但与锰或铬共存，回火脆性敏感。此外，含硅的钢易产生脱碳现象。 常用的有35SiMn和42SiMn，它们既没有锰钢那样容易过热，也没有硅钢那样容易脱碳，但高温回火后必须快冷。 （四）含硼调质钢硼突出的作用是提高淬透性，并且加入量很少（0.0005~0.001%）时就效果显著,当有效硼在0.001%以下时,淬透性随含硼量增加增加,当超过0.001%,淬透性保持不变,超过0.003%,冲击韧性下降,即”硼脆”超过0.007%引起热脆性,增加热加工困难.含硼量一般都控制在0.0005~0.0035%,可代替1.6%Ni、0.3%Cr、0.2%Mo、0.2~0.7%Mn 的作用.微量硼对钢的过热倾向与回火脆性倾向略有增大的作用,而对回火稳定性则无

6063铝合金熔炼生产工艺手册

6063铝合金熔炼生产工艺手册 本文由全球铝业网 (https://www.wendangku.net/doc/f517482008.html,) 编辑，转载请注明出处，十分感谢！ 一．Al-Mg-Si系合金的基本特点： 6063铝合金的化学成份在GB/T5237-93标准中为0．2-0．6％的硅、0．45-0．9％的镁、铁的最高限量为0.35％，其余杂质元素(Cu、Mn、Zr、Cr等)均小于0．1％。这个成份范围很宽，它还有很大选择余地。 6063铝合金是属铝-镁-硅系列可热处理强化型铝合金，在AL-Mg-Si组成的三元系中，没有三元化合物，只有两个二元化合物Mg2Si和 Mg2Al3，以α(Al)-Mg2Si伪二元截面为分界，构成两个三元系，α(Al)-Mg2Si-(Si)和α(Al)-Mg2Si-Mg2Al3，如图一、田二所示：在Al-Mg-Si系合金中，主要强化相是Mg2Si，合金在淬火时，固溶于基体中的Mg2Si 越多，时效后的合金强度就越高，反之，则越低，如图2所示，在α(Al)-Mg2Si伪二元相图上，共晶温度为595℃，Mg2Si的最大溶解度是1．85％，在 500℃时为1.05％，由此可见，温度对Mg2Si在Al中的固溶度影响很大，淬火温度越高，时效后的强度越高，反之，淬火温度越低，时效后的强度就越低。有些铝型材厂生产的型材化学成份合格，强度却达不到要求，原因就是铝捧加热温度不够或外热内冷，造成型材淬火温度太低所致。 在Al-Mg-Si合金系列中，强化相Mg2Si的镁硅重量比为1．73，如果合金中有过剩的镁(即Mg：Si＞1.73)，镁会降低Mg2Si在铝中的固溶度，从而降低Mg2Si在合金中的强化效果。如果合金中存在过剩的硅，即Mg：Si＜1．73，则硅对Mg2Si在铝中的固溶度没有影响，由此可见，要得到较高强度的合金，必须Mg：Si＜1．73。 二．合金成份的选择 1．合金元素含量的选择 6063合金成份有一个很宽的范围，具体成份除了要考虑机械性能、加工性能外，还要考虑表面处理性能，即型材如何进行表面处理和要得到什么样的表面。例如，要生产磨砂料，Mg/Si应小一些为好，一般选择在Mg/Si=1-1．3范围，这是因为有较多相对过剩的Si，有利于型材得到砂状表面；若生产光亮材、着色材和电泳涂漆材，Mg/Si在1．5-1．7范围为好，这是因为有较少过剩硅，型材抗蚀性好，容易得到光亮的表面。 另外，铝型材的挤压温度一般选在480℃左右，因此，合金元素镁硅总量应在1．0％左右，因为在500℃时，Mg2Si在铝中的固溶度只有1．05％，过高的合金元素含量会导致在淬火时Mg2Si不能全部溶入基体，有较多的末溶解Mg2Si相，这些Mg2Si相对合金的强度没有多少作用，反而会影响型材表面处理性能，给型材的氧化、着色(或涂漆)造成麻烦。 2．杂质元素的影响

铝合金轮毂热处理

铝合金轮毂热处理

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铝合金轮毂热处理 1、铝合金轮毂热处理过程及重要性 热处理就是以一定的加热速度,升到某一温度下保温一定时间并以一定的速度冷却，得到某种合金组织和性能要求的一种加工方法。其主要目的是：提高力学性能，增强耐腐性能，改善加工性能，获得尺寸的稳定性。 铸造铝合金轮毂选用的材料是A3５6铝合金（美国牌号）,对应的国内合金牌号为ＺL１0１，属铝-硅系铸造合金,通常采用T６热处理工艺，含义如下表: 表1 热处理状态代号、名称及特点 代号热处理状态名称目的 T１人工时效提高硬度，改善加工性能，提高合金的强度。 T2 退火消除内应力,消除机加工引起的加工硬化,提高尺寸稳定性及增加合金的塑性。 T4 固溶处理提高强度和硬度,获得最高的塑性及良好的抗蚀性能。 Ｔ5 固溶处理+不完全人工时 效 用以获得足够高的强度,并保持有高的塑性，但抗蚀性 下降。 Ｔ6 固溶处理+完全人工时效用以获得最高的强度，但塑性及抗蚀性降低。 T7 固溶处理＋稳定化回火提高尺寸稳定性和抗蚀性,保持较高的力学性能。 T８固溶处理和软化回火获得尺寸的稳定性,提高塑性，但强度降低。 铝合金轮毂的热处理强化的主要方法是固溶淬火加人工时效。在Al-Si-Mg合金中,固溶处理的实质在于:将合金加热到尽可能高的温度,并在该温度下保持足够长的时间，使强化相Mg ２ Si充分溶入α-Aｌ固溶体,随后快速冷却，使高温时的固溶体呈过饱和状态保留到室温。温度愈高,愈接近固相线温度,则固溶处理的效果愈好。固溶处理也会改变共晶Sｉ的形态，随着固溶保持时间的延长，Si相有一个缓慢球化和不断粗化的过程,这种过程随固溶温度的提高而增强。一般铝合金轮毂的固溶温度选择在535－-５4５℃之间，时间为6小时。固溶温度对Sｉ相形态的影响要比保温时间的影响大得多,通过参照相关理论和试验发现，５５０℃保温100分钟后的Ｓi相形态等同于54０℃保温300分钟后的形态,目前中信戴卡公司热处理工序步进式连续炉，除特殊产品有明确要求外,均采用固溶5５0℃保温1４0分钟左右的热处理工艺。当然,选择的是较高的固溶温度,对设备稳定性的要求也很高，炉膛内各部温度要均匀，否则局部温度过高,会导致部分产品过热、过烧。 铝合金轮毂淬火时的水温一般选择在60－-80℃之间,而且水的状态对机械性能也有一定影响,这是因为轮毂淬火时水温升高，工件表面局部水气化的可能性增大,一旦气囊形成，冷速就明显降低,这会使机械性能降低,因而在工件淬火的情况下，必须要开启水循环装置(搅拌器、循环泵等）,使水箱内的水处

钢的热处理工艺

钢的热处理 第一章钢的热处理 热处理工艺包括：将钢材或钢制件加热到预定温度，在此温度下保温一定时间。然后一定的冷却速度冷却下来，达到热处理所预定的对钢材及钢制件的组织与性能的要求。 1□□钢的加热 1.1□制定钢的加热制度 加热温度、加热速度、保温时间。 1.1.1加热温度的选择 加热温度取决于热处理的目的。热处理分为：淬火、退火、正火、和回火等。 淬火的目的是为了得到细小的马氏体组织，使钢具有高的硬度； 退火及正火的目的是获得均匀的珠光体组织，因此其加热温度不同。在具体制定加热温度时应按以下原则：热处理工艺种类及目的要求；被加热钢材及钢制件的化学成分和原始状态；钢材及钢制件的尺寸和形状以及加热条件来制定。对于碳钢及低合金钢的加热温度：亚共析钢淬火温度：A C3以上30～50℃； 过共析钢淬火温度：A C3以上30～50℃； 亚共析钢完全退火：A C3以上20～30℃； 过共析钢不完全退火：A C3以上20～30℃； 正火A C3或A CM以上30～50℃； 1.1.2加热速度的选择 必须根据钢的化学成分及导热性能；钢的原始状态及应力状态；钢的尺寸及形状来确定加热速度。如钢的原始状态存在着铸造应力或轧煅热变形残余应力时，在加热是应特别注意。对这类钢要特别控制低温阶段的加热速度。钢的变形与热裂倾向是以钢的化学成分及原始状态不同而不同，主要有以下几点： a) 低碳钢比高碳钢热烈倾向小； b) 碳钢比合金钢变形开裂倾向小； c) 钢坯和成品件比钢锭变形和开裂倾向小； d) 小截面比大截面的钢变形和开裂倾向小。 1.1.3钢在加热时的缺陷 a) 过热：过热就是由于加热温度过高，加热时间过长使奥氏体晶粒过分长大。粗大的奥氏体晶粒在冷却时产生粗大的组织，并往往出现魏氏组织，结果是钢的冲击韧性、塑性明显下降。已过火的钢可以在次正火或退火加以纠正。 b) 强烈过热：加热温度过高或加热保温时间过长，使氧或硫沿晶界渗入钢中或者钢中的

铝及铝合金热处理工艺

铝及铝合金热处理工艺

1. 铝及铝合金热处理工艺 1.1 铝及铝合金热处理的作用 将铝及铝合金材料加热到一定的温度并保温一定时间以获得预期的产品组织和性能。 1.2 铝及铝合金热处理的主要方法及其基本作用原理 1.2.1 铝及铝合金热处理的分类（见图1） 图1 铝及铝合金热处理分类 1.2.2 铝及铝合金热处理基本作用原理 (1) 退火：产品加热到一定温度并保温到一定时间后以一定的冷却速度冷却到室温。通过原子扩散、迁移，使之组织更加均匀、稳定、，内应力消除，可大大提高材料的塑性，但强度会降低。 ①铸锭均匀化退火：在高温下长期保温，然后以一定速度（高、中、低、慢）冷却，使铸锭化学成分、组织与性能均匀化，可提高材料塑性20%左右，降低挤压力20%左右，提高挤压速度15%左右，同时使材料表面处理质量提高。 铝及铝合金热处理 回归 均匀化退火 退火 成品退火 中间退火 过时效 欠时效 自然时效 人工时效 多级时效 时效 固溶淬火 离线淬火 在线淬火 一次淬火 阶段淬火 立式淬火 卧式淬火

②中间退火：又称局部退火或工序间退火，是为了提高材料的塑性，消除材料 内部加工应力，在较低的温度下保温较短的时间，以利于续继加工或获得某种性能的组合。 ③完全退火：又称成品退火，是在较高温度下，保温一定时间，以获得完全再 结晶状态下的软化组织，具有最好的塑性和较低的强度。 (2)固溶淬火处理：将可热处理强化的铝合金材料加热到较高的温度并保持一定 的时间，使材料中的第二相或其它可溶成分充分溶解到铝基体中，形成过饱和固溶体，然后以快冷的方法将这种过饱和固溶体保持到室温，它是一种不稳定的状态，因处于高能位状态，溶质原子随时有析出的可能。但此时材料塑性较高，可进行冷加工或矫直工序。 ①在线淬火：对于一些淬火敏感性不高的合金材料，可利用挤压时高温进行固 溶，然后用空冷（T5）或用水雾冷却（T6）进行淬火以获得一定的组织和性能。 ②离线淬火：对于一些淬火敏感性高的合金材料必须在专门的热处理炉中重新 加热到较高的温度并保温一定时间，然后以不大于15秒的转移时间淬入水中或油中，以获得一定的组织和性能，根据设备不同可分为盐浴淬火、空气淬火、立式淬火、卧式淬火。 (3)时效：经固溶淬火后的材料，在室温或较高温度下保持一段时间，不稳定的 过饱和固溶体会进行分解，第二相粒子会从过饱和固溶体中析出（或沉淀），分布在α（AL）铝晶粒周边，从而产生强化作用称之为析出（沉淀）强化。自然时效：有的合金（如2024等）可在室温下产生析出强化作用，叫做自然时效。人工时效：有些合金（如7075等）在室温下析出了强化不明显，而在较高温度下的析出强化效果明显，称为人工时效。 人工时效可分为欠时效和过时效。 ①欠时效：为了获得某种性能，控制较低的时效温度和保持较短的时效时间。 ②过时效：为了获得某些特殊性能和较好的综合性能，在较高的温度下或保温 较长的时间状态下进行的时效。 ③多级时效：为了获得某些特殊性能和良好的综合性能，将时效过程分为几个 阶段进行。

铝合金的熔炼、铸锭与固溶处理

铝合金的熔炼、铸锭与固溶处理

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铝合金的熔炼、铸锭与固溶处理 一、实验目的: 掌握铝合金熔炼的基本原理，并应用在熔炼的实践中。熔炼是使金属合金化的一种方法,它是采用加热的方式改变金属物态,使基体金属和合金组元按要求的配比熔制成成分均匀的熔体，并使其满足内部纯洁度、铸造温度和其他特定条件的一种工艺过程。熔体的质量对铝材的加工性能和最终使用性能产生决定性的影响，如果熔体质量先天不足，将给制品的使用带来潜在的危险。因此,熔炼又是对加工制品的质量起支配作用的一道关键工序。而铸造是一种使液态金属冷凝成型的方法,它是将符合铸造的液态金属通过一系列浇注工具浇入到具有一定形状的铸模(结晶器)中，使液态金属在重力场或外力场（如电磁力、离心力、振动惯性力、压力等)的作用下充满铸模型腔，冷却并凝固成具有铸模型腔形状的铸锭或铸件的工艺过程。铝合金的铸锭法有很多,根据铸锭相对铸模(结晶器)的位置和运动特征,可将铝合金的铸锭方法分类如下: 二、实验内容： 铝铜合金熔炼基本工艺流程

三、实验要求 严格控制熔化工艺参数和规程 1. 熔炼温度 ?熔炼温度愈高,合金化程度愈完全,但熔体氧化、吸氢倾向愈大,铸锭形成粗晶组织和裂纹的倾向性愈大。通常,铝合金的熔炼温度都控制在合金液相线温度以上５0~10０℃的范围内。从图1的Aｌ-Cｕ相图可知，Aｌ-５%Cu的液相线温度大致为660～670℃,因此，它的熔炼温度应定在7１0(７2０)℃～76０（770）℃之间。浇注温度为７３０℃左右。

铝合金熔炼工艺流程和操作工艺

铝合金熔炼工艺流程和操作工艺(一) 装料 熔炼时，装入炉料的顺序和方法不仅关系到熔炼的时间、金属的烧损、热能消耗，还会影响到金属熔体的质量和炉子的使用寿命。装料的原则有： 1、装炉料顺序应合理。正确的装料要根据所加入炉料性质与状态而定，而且还应考虑到最快的熔化速度，最少的烧损以及准确的化学成分控制。 装料时，先装小块或薄片废料，铝锭和大块料装在中间，最后装中间合金。熔点易氧化的中间合金装在中下层。所装入的炉料应当在熔池中均匀分布，防止偏重。 小块或薄板料装在熔池下层，这样可减少烧损，同时还可以保护炉体免受大块料的直接冲击而损坏。中间合金有的熔点高，如AL-NI和AL-MN合金的熔点为750-800℃，装在上层，由于炉内上部温度高容易熔化，也有充分的时间扩散；使中间合金分布均匀，则有利于熔体的成分控制。 炉料装平，各处熔化速度相差不多这样可以防止偏重时造成的局部金属过热。 炉料应进量一次入炉，二次或多次加料会增加非金属夹杂物及含气量。 2、对于质量要求高的产品（包括锻件、模锻件、空心大梁和大梁型材等）的炉料除上述的装料要求外，在装料前必须向熔池内撒20-30kg粉状熔剂，在装炉过程中对炉料要分层撒粉状熔剂，这样可提高炉体的纯洁度，也可以减少损耗。 3、电炉装料时，应注意炉料最高点距电阻丝的距离不得少于100mm，否则容易引起短路。 熔化 炉料装完后即可升温。熔化是从固态转变为液态的过程。这一过程的好坏，对产品质量有决定性的影响。 A、覆盖 熔化过程中随着炉料温度的升高，特别是当炉料开始熔化后，金属外层表面所覆盖的氧化膜很容易破裂，将逐渐失去保护作用。气体在这时候很容易侵入，造成内部金属的进一步氧化。并且已熔化的液体或液流要向炉底流动，当液滴或液流进入底部汇集起来时，其表面的氧化膜就会混入熔体中。所以为了防止金属进一步氧化和减少进入熔体的氧化膜，在炉料软化下塌时，应适当向金属表面撒上一层粉状熔剂覆盖，其用量见表。这样也可以减少熔化过程中的金属吸气。 覆盖剂种类及用量 炉型及制品电气熔炼煤气炉熔炼 覆盖剂用量普通制品特殊制品普通制品特殊制品 （占投量） /% 0.4-0.5 0.5-0.6 1-2 2-4 覆盖剂种类粉状熔剂 Kcl：Nacl按1：1混合 B、加铜、加锌 当炉料熔化一部分后，即可向液体中均匀加入锌锭或铜板，以熔池中的熔体刚好能淹没住锌锭和铜板为宜。 这时应强调的是，铜板的熔点为1083℃，在铝合金熔炼温度范围内，铜是溶解在铝合金熔体中。因此，铜板如果加得过早，熔体未能将其盖住，这样将增加铜板的烧损；反之如果加得过晚，铜板来不及溶解和扩散，将延长熔化时间，影响合金的化学成分控制。 电炉熔炼时，应尽量避免更换电阻丝带，以防脏物落入熔体中，污染金属。 C、搅动熔体 熔化过程中应注意防止熔体过热，特别是天然气炉（或煤气炉）熔炼时炉膛温度高达1200℃，在这样高的温度下容易产生局部过热。为此当炉料熔化之后，应适当搅动熔体，以使熔池里各处温度均匀一致，同时也利于加速熔化.

号钢热处理工艺

号钢热处理工艺 集团标准化工作小组 #Q8QGGQT-GX8G08Q8-GNQGJ8-MHHGN#

1 45号钢要求硬度HRC40-50，是不是要淬火+低温回火 换算成布氏硬度大约是380～470HB，根据一般热处理规范，热处理制度与硬度关系大致如下： 淬火温度：840℃水淬 回火温度：150℃回火，硬度约为57HRC；200℃回火，硬度约为55HRC；250℃回火，硬度约为53HRC；300℃回火，硬度约为48HRC；350℃回火，硬度约为45HRC；400℃回火，硬度约为43HRC；500 ℃回火，硬度约为33HRC；600℃回火，硬度约为20HRC 一般情况下热处理工艺都指标准范围内中间成分，且热处理温度都存在一个调整范围，如成分在范围内存在偏差，可以相应调整淬火温度和回火温度 2 1.临界温度指钢材的奥氏体转变温度。不同含量的钢材有着不同的临界点，但临界点有着一个范围内的浮动，所以下临界点温度指的就是奥氏体转变的最低温度。 2. 常用碳钢的临界点 钢号临界点 (℃) 20钢 735-855 (℃) 45钢 724-780 (℃) T8钢 730 -770(℃) T12钢 730-820 (℃) 3 20Cr，40Cr，35CrMo，40CrMo，42CrMo：正火温度850-900℃，45号钢正火温度850℃左右。 4 20CrMnTi Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 740 825 680 730 5

Cr12MoV热处理知识 Cr12MoV钢是高碳高铬莱氏体钢，常用于冷作模具，含碳量比Cr12钢低。该钢具有高的淬透性，截面300mm以下可以完全淬透，淬火时体积变化也比Cr12钢要小。 其热处理制度为：钢棒与锻件960℃空冷 + 700～720℃回火，空冷。 最终热处理工艺： 1、淬火： 第一次预热：300～500℃， 第二次预热840～860℃； 淬火温度：1020～1050℃； 冷却介质：油，介质温度：20～60℃， 冷却至油温；随后，空冷，HRC=60～63。 2、回火： 经过以下淬火工艺，可以达到降低硬度的作用，具体回火工艺如下： 加热温度400～425℃，得到HRC=57～59。 说明：在480--520度之间回火正好是这种钢材的脆性回火区，在这个区间回火容易使模具出现崩刃。最为理想的回火区间在380--400℃，这个区间回火，韧性最好，并且有良好的耐磨性。如果淬火后，采用深冷处理（理想的温度是零下120）与中温回火相结合，会得到良好使用效果和高寿命。Cr12MoV的回火脆性温度范围在325~375℃。 CR12MoV380-400回火后硬度在56-58HRC做冷冲模冲韧性好的材料具有不易开裂的优点，特别是在原材料质量不是很好的情况下，用此方法经济实惠。 Cr12MoV 分级淬火工艺：

铝合金熔炼与铸造工艺规范与流程

铝合金熔炼与铸造工艺 规范与流程 Revised by Chen Zhen in 2021

铝合金熔炼与铸造工艺规范与流程 资料来源：全球铝业网铝业知识频道一、铝合金熔炼规范 （1）总则 ①按本文件生产的铸件，其化学成分和力学性能应符合GB/T 9438-1999《铝合金铸件》、JISH 5202-1999《铝合金铸件》、ASTM B 108-03a《铝合金金属型铸件》、GB/T 15115-1994《压铸铝合金》、JISH 5302-2006《铝合金压铸件》、ASTM B 85-03《铝合金压铸件》、EN1706-1998《铸造铝合金》等标准的规定。 ②本文件所指的铝合金熔炼，系在电阻炉、感应炉及煤气（天然气）炉内进行。一般采取石墨坩埚或铸铁坩埚。铸铁坩埚须进行液体渗铝。 （2）配料及炉料 1）配料计算 ①镁的配料计算量：用氯盐精炼时，应取上限，用无公害精炼剂精炼时，可适当减少；也可根据实际情况调整加镁量。 ②铝合金压铸时，为了减少压铸时粘模现象，允许适当提高铁含量，但不得超过有关标准的规定。 2）金属材料及回炉料 ①新金属材料 铝锭：GB/T 1196－2002《重熔用铝锭》

铝硅合金锭：GB/T 8734-2000《铸造铝硅合金锭》 镁锭： GB 3499-1983《镁锭》 铝铜中间合金：YS/T 282-2000《铝中间合金锭》 铝锰中间合金：YS/T 282-2000《铝中间合金锭》 各牌号的预制合金锭：GB/T 8733-2000《铸造铝合金锭》、JISH 2117-1984《铸件用再生铝合金锭》、ASTM B 197-03《铸造铝合金锭》、JISH 2118-2000《压铸铝合金锭》、EN1676-1996《铸造铝合金锭》等。 ②回炉料 包括化学成分明确的废铸件、浇冒口和坩埚底剩料，以及溢流槽和飞边等破碎的重熔锭。 回炉料的用量一般不超过80％，其中破碎重熔料不超过30％；对于不重要的铸件可全部使用回炉料；对于有特殊要求（气密性等）的铸件回炉料用量不超过50% 。 3）清除污物 为提高产品质量，必须清除炉料表面的脏物、油污、废铸件上的镶嵌件，应在熔炼前除去（可用一个熔炼炉专门去除镶嵌件）。 4）炉料预热 预热一般为350～450℃下保温2～4h。Zn、Mg、RE在200～250℃下保温2～4h。在保证坩埚涂料完整和充分预热的情况下，除Zn、Mg、Sr、Cd及RE等易燃材料外的炉料允许随炉预热。

铝合金热处理工艺

铝合金热处理工艺 作者:中国铝板带箔信息中心日期:2006-12-16 点击数:284 3.1铝合金热处理原理 铝合金铸件的热处理就是选用某一热处理规范，控制加热速度升到某一相应温度下保温一定时间并以一定得速度冷却，改变其合金的组织，其主要目的是提高合金的力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工型能，获得尺寸的稳定性。 3.1.1铝合金热处理特点 众所周知，对于含碳量较高的钢，经淬火后立即获得很高的硬度，而塑性则很低。然而对铝合金并不然，铝合金刚淬火后，强度与硬度并不立即升高，至于塑性非但没有下降，反而有所上升。但这种淬火后的合金，放置一段时间(如4,6昼夜后)，强度和硬度会显著提高，而塑性则明显降低。淬火后铝合金的强度、硬度随时间增长而显著提高的现象，称为时效。时效可以在常温下发生，称自然时效，也可以在高于室温的某一温度范围(如100,200?)内发生，称人工时效。 3.1.2铝合金时效强化原理 铝合金的时效硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分布等。目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果。 铝合金在淬火加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚。硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的

数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。 沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。沉淀硬化所要求的溶解度,温度关系，可用铝铜系的Al,4Cu合金说明合金时效的组成和结构的变化。图3,1铝铜系富铝部分的二元相图，在548?进行共晶转变L?α，θ(Al2Cu)。铜在α相中的极限溶解度5.65,(548?)，随着温度的下降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05,。 在时效热处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程: 3.1.2.1 形成溶质原子偏聚区,G?P(?)区 在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的。时效初期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称G?P(?)区。G?P(?)区与基体α保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗变形的共格应变区，故使合金的强度、硬度升高。 3.1.2.2 G?P区有序化,形成G?P(?)区 随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成G?P(?)区。它与基体α仍保持共格关系，但尺寸较G?P(?)区大。它可视为中间过渡相，常用θ”表示。它比G?P(?)区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，θ”相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。 3.1.2.3形成过渡相θ′ 随着时效过程的进一步发展，铜原子在G?P(?)区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为1:2时，形成过渡相θ′。由于θ′的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格关系开始破坏，即由完全共格变为局部共格，因此θ′相周围基

常用变形铝合金退火热处理工艺规范标准

常用变形铝合金退火热处理工艺规 1 主题容与适用围 本规规定了公司变形铝合金零件退火热处理的设备、种类、准备工作、工艺控制、技术要求、质量检验、技术安全。 2 引用文件 GJB1694变形铝合金热处理规 YST 591-2006变形铝及铝合金热处理规 《热处理手册》91版 3 概念、种类 3.1 概念：将变形铝合金材料放在一定的介质加热、保温、冷却，通过改变材料表面或部晶相组织结构，来改变其性能的一种金属热加工工艺。 3.2 种类 车间铝合金零件热处理种类：去应力退火、不完全退火、完全退火、时效处理。 4 准备工作 4.1 检查设备、仪表是否正常，接地是否良好，并应事先将炉膛清理干净； 4.2 抽检零件的加工余量，其数值应大于允许的变形量； 4.3工艺文件及工装夹具齐全，选择好合适的工夹具，并考虑好装炉、出炉的方法； 4.4 核对材料与图样是否相符，了解零件的技术要求和工艺规定； 4.5在零件的尖角、锐边、孔眼等易开裂的部位，应采用防护措施，如包扎铁皮、石棉绳、堵塞螺钉等； 5 一般要求 5.1 人员： 热处理操作工及相关检验人员必须经过专业知识考核和操作培训，成绩合格后持证上岗5.2 设备 5.2.1 设备应按标准规要求进行检查和鉴定，并挂有合格标记，各类加热炉的指示记录的仪表刻度应能正确的反映出温度波动围； 5.2.2 热电温度测定仪表的读数总偏差不应超过如下指标： 当给定温度t≤400℃时，温度总偏差为±5℃； 当给定温度t＞400℃时，温度总偏差为±(t/10)℃。 5.2.3 加热炉的热电偶和仪表选配、温度测量、检测周期及炉温均匀性均应符合QJ 1428的Ⅲ类及Ⅲ类以上炉的规定。 5.3 装炉 5.3.1 装炉量一般以装炉零件体积计算，每炉零件装炉的有效体积不超过炉体积一半为准。 5.3.2 零件装炉时，必须轻拿轻放，防止零件划伤及变形。 5.3.3堆放要求： a.厚板零件允许结合零件结构特点，允许装箱入炉进行热处理，叠放时允许点及较少的线接触，避免面接触，叠放间隙不小于10mm. b.厚度t≤3mm的板料以夹板装夹，叠放厚度≤25mm，零件及夹板面无污垢、凸点，零件间、零件与夹板间应垫一层雪花纸，以防止零件夹伤。 5.3.4 装炉后需检查零件与电热原件，确定无接触时，方可送电升温，在操作过程中，不得随意打开炉门； 5.3.5 加热速度：变形铝合金退火的加热速度约13℃～15℃/秒，例如加热到410℃设定时间为0.5小时。