含镁铸造铝锂合金的热处理方法与流程

本发明涉及一种含镁铸造铝锂合金的热处理方法，属于铝合金热处理
技术领域：
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背景技术：
：铝锂合金材料是一种先进的轻量化结构材料，近年来在航空航天材料中发展尤为迅速，具有密度低、比强度和比刚度高、弹性模量高、疲劳裂纹扩展速率低、低温性能较好、良好的耐腐蚀性和卓越的超塑成形性能等诸多优异的综合性能。用其代替常规的高强度铝合金可使结构质量减轻10～20％，刚度提高15～20％。锂(li)是自然界中最轻的金属元素，密度仅为0.534g/cm3，研究表明：在铝合金中每添加质量分数为1％的li，可以使合金密度降低3％，使弹性模量提高6％。li是在al固溶体中具有较高的溶解度的一种金属元素，在603℃时达到最大(4.2％)，随着温度降低，li的固溶度随之减小，在室温下则降低为不到1％，时效强化效果明显。固溶时效处理过程中，al3li相(δ’相)从过饱和固溶体中析出，在随后的时效中al3li相会逐步长大，对强度提升有很大贡献。但是al3li相容易被位错切过，会引起共面滑移和应变集中，li含量较高时，热处理工艺要求十分严格，因为li元素会在晶界附近偏聚，同时al3li相的大量析出会造成合金的塑性大幅降低，尤其在变形铝锂合金中，位错密度高，更容易发生共面滑移和产生织构，材料各向异性严重，因而实际应用中变形铝锂合金的li含量较低(<1.5wt.％)。而在铸造铝锂合金中，对于li含量的限制可适当放宽，原因是位错密度相比变形合金大大降低，共面滑移变少。但是关于铸造铝锂合金的成分设计和热处理工艺的探索还存在很大的空白。山东大学的韩建德等人研究了铸造al-li-cu合金的组织和性能，热处理后合金的抗拉强度达到350mpa，但延伸率仅为0.4％；俄罗斯的研究人员发现通过添加cd及be元素，可以改善铸造铝锂合金的塑性，但cd和be都是有毒元素。许多研究表明mg元素在变形铝锂合金中有诸多有利作用，主要有以下三个方面：①mg元素会降低li在al基体中的固溶度，从而在时效初期促进al3li相(δ’)共格强化相的析出；②mg还可以起到固溶强化作用，尤其是将mg、cu同时加入铝锂合金中，形成al-li-cu-mg体系时，mg会与cu一起形成mg-cu-空位团簇，促进al2cu相(θ′)的大量析出，还可以形成板条状的s相(al2cumg)，其密排面不平行于al基体，位错只能绕过s相，从而在s相处形成位错环，有效分散共面滑移，减小无沉淀析出区的宽度，提高强度和塑性；③mg的添加还可以进一步降低合金的密度。而且我国的原镁资源丰富，是成本低廉的合金化元素，在铝锂合金有很好的实际应用价值。但是，mg元素的添加，可能会在凝固过程中析出al2cumg，al2mgli以及其他低熔点非平衡第二相，又会进一步增加合金的热处理难度。如何使合金元素充分固溶而又不发生过烧，晶粒也不发生明显粗化，是解决含镁铸造铝锂合金实际应用的关键。国内外对于含镁铸造铝锂合金的设计和热处理工艺的研究很少，因此很有必要进行探索性工作。可供参考的铝锂合金的热处理工艺皆是针对变形合金设计的，变形合金热处理通常为先进行单级或双级均匀化，然后进行轧制或者挤压变形处理，之后进行高温短时固溶，随后进行人工时效(t6处理)或者预变形加人工时效处理(t8处理)。典型的变形al-li-cu-mg变形铝锂合金的热处理工艺实例有：⑴aa2195(al-4cu-1li-0.4ag-0.4mg-0.11zr)：首先进行450℃×24h+500℃×6h双级均匀化处理，然后将合金预热到420℃下进行热轧，随后对薄板进行504℃×1h固溶处理，水中淬火后于180℃下进行人工时效；⑵al-2.13li-1.28cu-1.13mg-0.2zr：首先进行450℃×16h+510℃×10h双级均匀化处理，然后在450℃下进行挤压变形，随后对棒材进行530℃×1h高温短时固溶处理，水中淬火后于190℃下进行人工时效；⑶aa2099(al-2.74cu-1.77li-0.32mg-0.72zn-0.34mn-0.11zr)：首先进行510℃×12h+530℃×36h双级均匀化处理，然后在470℃下进行挤压变形，随后对棒材进行540℃×1h高温短时固溶处理，水中淬火后于160℃进行人工时效。实际证明，铝锂合金对热处理工艺很敏感，不同成分的铝锂合金的热处理工艺相差明显，变形合金中的均匀化处理是为了溶解部分非平衡第二相，提高变形能力，高温短时固溶使得晶界附近的第二相固溶入基体；铸造铝锂合金与之不同，固溶处理需尽可能使得非平衡第二相溶入基体中，否则合金的塑性会很差，尤其是时效之后，因此变形合金的热处理工艺只能作为参考。铸造铝锂合金的热处理中，既要保证合金元素充分固溶，非平衡第二相尽可能消除，又不能使晶粒过分长大。mg元素的添加，可能会在凝固过程中析出al2cumg，al2mgli以及其他低熔点非平衡第二相，又会进一步增加合金的热处理难度。技术实现要素：本发明的目的是克服含镁铸造铝锂合金热处理困难，塑性低的缺点，针对新型含镁铸造铝锂合金开发新型多级热处理工艺，提供了一种铸造铝锂合金的热处理方法。通过本工艺处理的含镁铸造铝锂合金，可以充分发挥合金的潜力，在获得高强度的同时，保持较高的塑性，实现了强韧化。有利于推动中高强度铸造铝锂合金的应用开发。本发明是通过以下技术方案实现的：本发明提供了一种含镁铸造铝锂合金的热处理方法，其包括依次进行的三级固溶处理的步骤和慢升温时效处理的步骤。作为优选方案，所述三级固溶处理的步骤具体包括如下操作：将含镁铸造铝锂合金依次在445～465℃下、515～535℃下和540～550℃下进行固溶保温。作为优选方案，所述含镁铸造铝锂合金在445～465℃下、515～535℃下和540～550℃下的保温时间分别为16～24h、20～32h、2～12h。作为优选方案，所述三级固溶处理中，升温过程的升温速率不超过4℃/min，控制炉温精度为±5℃。作为优选方案，所述慢升温时效处理的步骤具体包括如下操作：将三级固溶处理后的含镁铸造铝锂合金以6～10℃/h的速率升温至150～170℃下，时效保温8～32h。作为优选方案，所述慢升温时效处理的步骤是在可控制升温速率的盐浴炉或油浴炉中进行的，控制炉温精度为±3℃。作为优选方案，所述含镁铸造铝锂合金中包括以下质量百分比的各元素：li、1.7～2.3wt.％，cu、1.5～2.5wt.％，mg、0.4～2.5wt.％，余量为al和不可避免的杂质。作为优选方案，所述含镁铸造铝锂合金中还包括按质量百分比计的如下元素中的至少一种：zr、0.11～0.25wt.％，yb、0.1～0.3wt.％，sc、0.05～0.15wt.％，ag、0.1～0.6wt.％。针对含镁铸造铝锂合金中第二相种类多，熔点高低不同，单一固溶处理困难，很难消除晶界上富集的非平衡第二相，导致合金塑性韧性很差的情形，本发明方法采用三级固溶处理，第一级在445～465℃下固溶保温16～24h，保证含镁低熔点第二相充分固溶；第二级升温到515～535℃下固溶保温20～32h，根据镁含量的相对高低具体到区间内的一个温度节点附近保温；最后升温到540～550℃下固溶保温2～12h，高温短时固溶处理，将难溶第二相尽可能溶解，同时避免过烧和晶粒粗化。权利要求1中所述慢升温时效处理的目的是让升温过程中al3li相长大所释放的空位聚集形成位错环等晶体缺陷，在随后的缓慢升温和时效保温过程中，这些缺陷可以为al2cu相(θ′)和s相(al2cumg)提供形核和长大动力，进一步提高合金的强度的同时，分散滑移，减小应力集中，大幅提高合金的塑性，利用热处理工艺实现合金的强韧化，充分发挥合金的潜力。与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：1、本发明考虑含镁铸造铝锂合金中不同非平衡第二相(alli、al3li、al2cu，al2cumg，al2mgli和al2culi)的固相线温度，分级优化了固溶温度和保温时间，使含镁低熔点第二相在第一级较低固溶温度下进行充分固溶，避免了在后续高温固溶处理中发生过烧，第二级使得主要的第二相al2cu和al2culi等在较高温度下溶解，最后再施以短时高温固溶处理保证难溶第二相的充分固溶；缩短了高温保温时间，最大限度上解决非平衡第二相的溶解与晶粒尺寸增长之间的矛盾。所优化温度区间中，镁含量相对越高，需使用的分级固溶的温度相对越高，相应的人工时效的温度相对越低。更高的固溶温度保证合金元素充分溶解，更低的时效温度是为了防止al3li粒子大量析出和迅速粗化。较传统固溶处理工艺，使含镁铸造铝锂合金晶界附近富集的第二相大幅减少，合金元素得以充分固溶，同时避免了晶粒尺寸明显增长，大幅提高合金在固溶态和时效态的延伸率，解决了传统热处理工艺无法解决的含镁铸造铝锂合金的低塑性问题，通过热处理实现了合金的强韧化；2、本发明通过合理优化时效处理工艺，通过缓慢加热到时效温度这一方法，控制合金主要强化相(al3li，al2culi和al2cu)的体积分数、尺寸和分布，较传统的时效处理工艺，可以促进al3li的均匀长大和al2cu(θ′)相的析出，促进、s(al2cumg)和t1(al2culi)相的异质形核和长大；此慢升温时效工艺在提高铸造铝锂合金强度的同时，大幅提升了含镁铸造铝锂合金的塑性。附图说明通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：图1为实施例1中使用的两种合金的铸态组织照片；图2为实施例1中经工艺序号1-1热处理后的合金a和b的金相组织照片；图3为实施例1中经工艺序号1-1热处理后的合金a的明场像tem照片；图4为实施例1中经工艺序号1-1热处理后的合金b的明场像tem照片；图5为实施例2中含镁合金和不含镁的合金在铸态下的晶粒大小、组织对比金相组织照片；图6为实施例3中加sc微合金化的合金与实施例1中合金b在铸态和固溶态对比的金相照片；图7为对比例5中不同第三级固溶时间处理后的金相组织对比照片。具体实施方式下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。实施例1本实施例中使用的含镁铸造铝锂合金，为自行熔炼并使用金属型重力铸造所得，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，0.4％mg，其余为al，记为合金b，为显示mg元素在铸造铝锂合金中的有利作用，同样的工艺熔炼出不含镁的铝锂合金作为对比组，记为合金a，合金a和合金b的实际成分如表1所示。铸态组织由树枝晶组成，晶界上富集连续的第二相，图1中a和b分别为本实施例中合金a和合金b的铸态组织金相照片，通过xrd和eds分析，第二相主要由al2cu、al2culi和al3li组成，含镁合金中还存在少量的al2cumg相。铸态下合金的延伸率皆在0.6～1.0％左右。利用本实施例制备的合金a和合金b分别进行热处理，仅控制第一级固溶处理的时间不同，得到6个样品，分别记为a-1、a-2、a-3和b-1、b-2、b-3，其中，样品a-1和样品b-1的热处理方法均如表2中的工艺序号1-1所示：步骤一：首先将细沙放在容器中，再置于热处理炉中进行干燥和升温。炉温稳定于设定的第一级固溶温度450℃后，将准备好的铝锂合金a和b掩埋在干燥的细沙中。保温16小时后，升温至515℃保温20小时，最后升温至540℃下保温2小时。保温结束后转移到温水中淬火。步骤二：将固溶后的合金转移到油浴炉(或盐浴炉)中从室温随炉升温至170℃，升温速率为8℃/h，待升温至170℃保温16小时，保温时间结束后水淬。工艺序号1-2的第一级固溶处理时间为12h，工艺序号1-3的第一级固溶处理时间为24h。表1实施例1中使用合金的实际组成成分(质量百分比/wt.％)合金licumgzrfeala(不含镁)1.961.950.0140.210.13bal.b(含镁)1.981.930.410.180.11bal.对比例1本对比例是为了形成对比，对实施例1中的合金a和合金b按照传统时效热处理工艺进行处理，处理条件如表2中对比例1所示。表2实施例1和对比例1中合金的多级热处理工艺参数工艺序号第一级固溶第二级固溶第三级固溶时效升温时效1-1450℃×16h515℃×20h540℃×2h8℃/h170℃×16h1-2450℃×12h515℃×20h540℃×2h8℃/h170℃×16h1-3450℃×24h515℃×20h540℃×2h8℃/h170℃×16h对比例1450℃×16h515℃×20h540℃×2h--170℃×16h图2a和2b分别为合金a和合金b经表2中工艺序号1-1固溶处理条件后的金相组织照片，较铸态组织晶界上残留相大为减少。图3为表2中工艺序号1-1热处理条件后合金a的明场相tem照片，可以看到热处理后出现了细小al3li相和al3li/al3zr复合粒子以及少量的t1相，图4为表2中工艺序号1-1热处理条件后合金b的时效态明场像tem照片，添加mg元素后，时效态的合金析出相种类、尺寸和分布大为不同，al2cu(θ′)相和t1相大幅提高了合金的强度和塑性。经实施例1和对比例1中方法热处理后的合金a和b的力学性能测试结果分别如表3和表4所示。表3实施例1和对比例1中合金a的多级热处理后的力学性能测试结果表4实施例1中合金b的多级热处理后的力学性能测试结果实施例2本实施例中使用的含镁铸造铝锂合金，为自行熔炼并使用金属型重力铸造所得，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，2.5％mg，其余为al。在添加较高含量的mg元素时，合金的铸态组织由树枝晶组成，晶界上富集的连续第二相更多，晶粒相比于不加mg元素的对照组有轻微细化，原因是mg元素的偏聚造成的成分过冷对铸态组织有一定的细化作用，如图5所示，含2.5mg的铸态合金比不含mg的铸态合金(0mg)的晶粒有一定程度的细化。通过xrd和eds分析，晶界附近富集的第二相主要为al2cu、al2culi、al3li和al2cumg相。铸态下含2.5mg的合金的抗拉强度为200mpa，延伸率为0.8％。利用本实施例制备的含镁铸造铝锂合金进行热处理，仅控制第一级固溶处理的时间不同，得到3个样品，分别记为样品2-1、2-3和2-3，其中，样品2-1的热处理方法如表5中的工艺序号2-1所示：步骤一：首先将细沙放在容器中，再置于热处理炉中进行干燥和升温。炉温稳定于设定的第一级固溶温度465℃后，将准备好的铝锂合金掩埋在干燥的细沙中。保温24小时后，升温至535℃保温20小时，最后升温至550℃下保温4小时。保温结束后转移到温水中淬火。步骤二：将固溶后的合金转移到油浴炉(或盐浴炉)中从室温随炉升温至150℃，升温速率为6℃/h，待升温至150℃保温12小时，保温时间结束后水淬。添加mg元素后，时效态的合金析出相种类、尺寸和分布大为不同，al2cu(θ′)相和t1相以及s(al2cumg)的大量析出，大幅提高了合金的强度和塑性。样品2-2的第一级固溶处理时间为12h，样品2-3的第一级固溶处理时间为30h。对比例2本对比例是为了形成对比，对实施例2中的合金按照传统时效热处理工艺进行处理，处理条件如表5中对比例2所示。经本实施例方法热处理后的合金的力学性能测试如表6所示。表5实施例2中合金的多级热处理工艺参数工艺序号第一级固溶第二级固溶第三级固溶时效升温时效2-1465℃×24h535℃×20h550℃×4h6℃/h150℃×12h2-2465℃×12h535℃×20h550℃×4h6℃/h150℃×12h2-3465℃×30h535℃×20h550℃×4h6℃/h150℃×12h对比例2465℃×16h535℃×20h550℃×4h--150℃×12h表6实施例2中合金经多级热处理后的力学性能测试结果实施例3本实施例中使用的含镁铸造铝锂合金，为自行熔炼并使用金属型重力铸造所得，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，1.0％mg，0.11％sc，其余为al。sc元素在al合金中是一种非常有效的细化剂，相比于实施例1中的合金b，晶粒尺寸大幅减小，与加sc之前的晶粒大小的对比如图6a和6b所示，铸态组织从树枝晶转变为细小的等轴晶。晶界附近仍富集有连续的网状非平衡第二相。显著细化的晶粒不仅会提高合金的强度，同时也会对塑性有进一步的提升。利用本实施例制备的含镁铸造铝锂合金进行热处理，仅控制第一级固溶处理的时间不同，得到3个样品，其中，样品3-1的热处理方法如表7中的工艺序号3-1所示：步骤一：首先将细沙放在容器中，再置于热处理炉中进行干燥和升温。炉温稳定于设定的第一级固溶温度450℃后，将准备好的铝锂合金掩埋在干燥的细沙中。保温16小时后，升温至515℃保温24小时，最后升温至540℃下保温2小时。保温结束后转移到温水中淬火。图6c和6d分别为为实施例1中合金b和本实施案例中的合金经表7中工艺序号3-1固溶处理后的金相组织照片，较铸态组织晶界上残留相大为减少，合金的塑性较铸态得到很大提高。步骤二：将固溶后的合金转移到油浴炉(或盐浴炉)中从室温随炉升温至170℃，升温速率为8℃/h，待升温至170℃保温16小时，保温时间结束后水淬。本实施案例中使用的多级热处理工艺参数如表7所示。样品3-2的第一级固溶处理时间为12h，样品3-3的第一级固溶处理时间为24h。对比例3本对比例是为了形成对比，对本实施例中的合金按照传统时效热处理工艺进行处理，处理条件为表7中对比例3所示。经本实施案例方法热处理后的合金的力学性能测试如表8所示。表7实施例3中合金的多级热处理工艺参数工艺序号第一级固溶第二级固溶第三级固溶时效升温时效3-1450℃×16h515℃×24h540℃×2h8℃/h170℃×16h3-2450℃×12h515℃×24h540℃×2h8℃/h170℃×16h3-3450℃×24h515℃×24h540℃×2h8℃/h170℃×16h对比例3450℃×16h515℃×24h540℃×2h--170℃×16h表8实施例3中合金经多级热处理后的力学性能测试结果对比例4本对比例中使用的含镁铸造铝锂合金成分与实施例2中相同，不同之处在于热处理工艺参数的细节。对比例5本对比例中使用的含镁铸造铝锂合金成分与实施例2中相同，不同之处在于热处理工艺参数的细节。对比例4～5具体的对比试验热处理工艺参数如表9所示。表9对比例4和5中合金的多级热处理工艺参数对比例序号第一级固溶第二级固溶第三级固溶时效升温时效4465℃×0h535℃×20h550℃×4h6℃/h150℃×12h5465℃×32h535℃×20h550℃×4h6℃/h150℃×12h经对比例4～5的技术参数热处理后的合金的力学性能测试如表10所示。结果表明，含镁铸造铝锂合金第一级低温固溶是必不可少的，保证低熔点含镁第二相充分溶解，不会在晶界富集，从而避免其在后续的固溶和时效中成为脆性断裂的裂纹源。考虑到温度较低时溶质原子的扩散速率相对较慢，保温时间相对较长；保证低熔点第二相充分溶解后，再延长第一级固溶保温时间对材料的性能并没有明显影响，因此出于节约能源考虑，无需过分延长第一级固溶保温时间。表10实施例2和对比例4和5中合金经多级热处理后的力学性能测试结果对比例6本对比例中使用的含镁铸造铝锂合金成分与实施例1中相同，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，0.4％mg，其余为al，不同之处在于热处理工艺的参数细节。对比例7本对比例中使用的含镁铸造铝锂合金成分与实施例1中相同，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，0.4％mg，其余为al，不同之处在于热处理工艺的参数细节。对比例6～7具体的热处理工艺参数如表11所示。表11对比例6和7中合金的多级热处理工艺参数样品序号第一级固溶第二级固溶第三级固溶时效升温时效对比例6450℃×16h515℃×20h540℃×0h8℃/h170℃×16h对比例7450℃×16h515℃×20h540℃×4h8℃/h170℃×16h图7a为未经过第三级固溶处理的合金的金相组织照片，可以看出晶界附近仍会富集有部分非平衡第二相，分布也不均匀；图7b为第三级经540℃×4h处理后(对比例7)固溶态金相组织照片，仅有极少量第二相未溶入基体中。经对比例6和7中方法热处理后的合金的力学性能测试如表12所示。残余未溶的第二相会对合金的塑性造成不利影响，晶界附近的粗大第二相会成为潜在的裂纹源，使材料发生脆性断裂。但是第三级固溶时间过长也会造成晶粒发生较为明显的粗化，合金的强度、塑性会稍有降低。因此，在保证合金充分固溶的前提下，第三级固溶处理的时间应尽可能短，保证材料的强度、塑性，同时也节省能耗。表12对比例6和7中合金经多级热处理后的力学性能测试结果实施例4本实施例中使用的含镁铸造铝锂合金，为自行熔炼并使用金属型重力铸造所得，名义化学成分按质量百分比为：li2.0％，cu2.0％，zr0.20％，1.5％mg，0.11％yb，其余为al。yb也是一种在al合金中有效的细化剂，可以在合金中形成al3yb粒子作为异质形核质点，有效细化合金的晶粒。本实施例的实施目的在于证明时效升温速率对合金时效态塑性的影响。对比例8、对比例9和对比例10的特征在于时效升温速率不同。具体的对比试验热处理工艺参数如表13所示。表13实施例4和对比例8～10中合金的多级热处理工艺参数所设对比实验的参数为以20℃/h，3℃/min的升温速率升温到170℃和直接放置于170℃，相比于慢升温时效(实施例4)，不同的升温速率对时效处理后合金的塑性有显著影响，升温速率越慢，升温过程中的空位运动聚集形成的晶体缺陷就越多，促进θ′相和s相的异质形核和析出长大，有利于分散滑移，减少应变集中，同时一定程度上减少了δ′(al3li)相的体积分数，对合金的塑性有很大改善，表明慢升温时效处理是一种有效调控铸造铝锂合金微观组织的方法，在变形合金中的作用还有待具体研究。表14实施例4和对比例8～10中合金经多级热处理后的力学性能测试结果综上所述，本发明考虑含镁铸造铝锂合金中不同非平衡第二相(alli、al3li、al2cu，al2cumg，al2mgli和al2culi)的固相线温度，分级优化了固溶温度和保温时间，缩短了高温保温时间，最大限度上解决非平衡第二相的溶解与晶粒尺寸增长之间的矛盾。较传统固溶处理工艺，大大减少了含镁铸造铝锂合金晶界附近非平衡第二相的富集，合金元素得以充分固溶，同时避免了晶粒的粗化，大幅提高合金在固溶态和时效态的延伸率，解决了传统热处理工艺无法解决的含镁铸造铝锂合金的低塑性问题，通过热处理实现了合金的强韧化。本发明通过合理优化双级时效温度和保温时间，控制合金主要强化相的组成、尺寸和分布，与众不同的是三级固溶处理对铸造铝锂合金固溶处理十分有效，并缩短了固溶所需时间，缓慢升温到时效温度再保温的过程对合金塑性有明显的积极作用。通过热处理工艺的合理应用实现了含镁铸造铝锂合金的强韧化。以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。当前第1页12