一种通过热处理提高锌铝合金超塑性的方法与流程

本发明涉及金属材料制备领域，特别是涉及一种通过热处理提高锌铝合金超塑性的方法。

背景技术：

锌铝合金具有较高的强度、极高的塑性、优秀的摩擦磨损性能、良好的减振性能、无磁性、无火花，其加工性能良好、制造成本低廉，是部分铜合金、铝合金和铸铁件的替代材料。我国是一个贫铜富锌的国家，研究开发高性能锌铝合金来代替铜合金，可使我国在稀缺资源替代利用技术方面形成自主知识产权体系，突破国外技术贸易壁垒，替代进口，为我国国民经济健康发展，提供可靠的技术支撑。

超塑性是指材料在一定的内部条件和外部条件下，呈现出异常低的流变抗力、异常高的流变性能的现象。超塑性材料在变形加工过程中对设备能力要求低、模具损伤小、材料利用率高、加工工序少，生产成本相对较低，在制造复杂形态零件时具有特殊优势。研究发现，锌铝合金具备超塑性的前提是由晶粒形态为直径5微米以下的等轴细晶组成。

为了使锌铝合金获得等轴细晶组织，国内外研究者采用了一系列的加工技术。美国加州大学的yuwei等人、北京有色金属研究总院的王锋等人开发了锌铝合金的喷射沉积快速凝固技术。兰州理工大学的陈体军等人、伊朗沙力夫理工大学的aashuri等人、哈尔滨工业大学的闫久春等人、马来西亚国立大学的arif等人开发了锌铝合金的半固态成型技术。台湾中央大学的李胜隆等人、美国南加州大学的kawasaki等人、韩国汉阳大学的choi等人、土耳其巴伊布尔特大学的demirtas等人、东北大学的秦高梧等人开发了锌铝合金的等通道挤压处理技术（ecap）。这些处理技术使锌铝合金获得了超塑性，但是都需要专用设备、成本高、效率低，不适用于工业化规模制造。

热处理对设备要求低，适合工业化生产，应用潜力较大，但目前通过热处理方法提高合金超塑性的研究主要集中在镁合金、铝合金、钛合金领域，在锌铝合金领域尚无报道。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明的目的是提供一种通过热处理提高锌铝合金超塑性的方法，能够通过热处理方法大幅提高锌铝合金的超塑性，该方法对设备要求不高，适合工业化生产。

为实现上述发明目的，本发明提供一下技术方案：提供一种通过热处理提高锌铝合金超塑性的方法，包括步骤：对锌铝合金在280℃-380℃进行固溶处理，固溶处理时间为8-24h，固溶处理完成后水淬。

所述的固溶处理温度为280℃-380℃，该温度范围内可发生固态相变，生成塑性好的α2相。

所述的固溶处理时间为8-24h，该处理时间可保证足够的α2相生成，同时晶粒不会发生粗化，从而获得等轴细晶组织。

所述的固溶处理完成后采用水淬方式冷却，以获得含有大量塑性好的α2相等轴细晶组织，避免因冷却速度过慢导致的α2相分解及晶粒的粗化。

所述的锌铝合金由如下质量百分比的组元组成：10-25%al，1-5%cu，0-0.005%mg，余量为zn。该成分范围为锌铝合金共析相变点附近，从而保证热处理过程中α2相的生成。

本发明的有益效果是：本发明提供的方法能够使锌铝合金获得由大量塑性好的亚稳α2相晶粒组成的等轴细晶组织，从而大幅提高合金的超塑性。本发明提供的方法处理过的锌铝合金断后伸长率高达1970%，相比未经本方法处理的锌铝合金的断后伸长率为200%，合金断后伸长率有了大幅提高。本发明采用热处理方法，对设备要求低，适合工业化生产。

附图说明

图1是本发明一种通过热处理提高锌铝合金超塑性的方法的工艺流程图。

图2是本发明实施例1制得的试样的扫描电镜图。

图3是本发明实施例1经拉伸性能测试前后的试样对比。

图4是本发明对比例1制得的试样的扫描电镜图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，下面结合具体的实施例对本发明进一步详细说明。

实施例1：

将铸造的锌铝合金,其中，合金中各组分的质量百分比为：22%al，0.2%cu，0.005%mg，余量为zn,按照国标gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法规定，将试样切割为薄板形状的拉伸测试试样。所述测试试样包括夹持端和变形区，夹持端关于变形区对称。所述夹持端的长度为12mm，宽度为9mm；所述变形区的长度与宽度均为3mm；测试试样厚度为2mm。

所述测试试样首先进行固溶处理。所述固溶处理是将测试试样在280°c恒温加热10h，以促使合金内部组织转化为面心立方结构的富锌α2相等轴细晶组织。富锌α2相等轴细晶组织可以大幅提高合金的塑性。

完成固溶处理后，将试样采用水淬方式冷却。该富锌α2相在共析相变点277°c以上为热力学稳定相，在共析相变点277°c以下为热力学亚稳相，会倾向于转变为面心立方结构的富铝α1相和密排六方的富锌η相，该转变会使合金生成层片状的硬脆组织，降低合金塑性。本发明通过较快的冷却速度，使室温为亚稳相的等轴细晶组织能够以过冷态的形式大量保存而不发生分解。

将完成热处理的测试试样通过扫描电镜测试，其微观组织如图2所示，发现试样由平均晶粒直径约260纳米的等轴细晶构成，满足超塑性合金所需的组织条件——合金由直径5微米以下的等轴细晶组成。

将完成热处理的测试试样在cmt5105型万能试验机上进行拉伸试验。试验温度为25°c，拉伸速度为1.00×10^-4mm⋅s^-1。断后试样如图3所示，所得断后伸长率为1970%，合金具有超塑性。

实施例2：

将铸造的锌铝合金,其中，合金中各组分的质量百分比为：25%al，3%cu，0.005%mg，余量为zn按照国标gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法规定，将试样切割为薄板形状的拉伸测试试样。所述测试试样包括夹持端和变形区，夹持端关于变形区对称。所述夹持端的长度为12mm，宽度为9mm；所述变形区的长度与宽度均为3mm；测试试样厚度为2mm。

所述测试试样首先进行固溶处理。所述固溶处理是将测试试样在360°c恒温加热10h，以促使合金内部组织转化为面心立方结构的富锌α2相等轴细晶组织。富锌α2相等轴细晶组织可以大幅提高合金的塑性。完成固溶处理后，将试样采用水淬方式冷却。本发明通过较快的冷却速度，使室温为亚稳相的等轴细晶组织能够以过冷态的形式大量保存而不发生分解。

将完成热处理的测试试样通过扫描电镜测试，发现试样由平均晶粒直径约320纳米的等轴细晶构成，满足超塑性合金所需的组织条件——合金由直径5微米以下的等轴细晶组成。

将完成热处理的测试试样在cmt5105型万能试验机上进行拉伸试验。试验温度为25°c，拉伸速度为1.00×10^-4mm⋅s^-1。所得断后伸长率为1530%，合金具有超塑性。

实施例3:

将铸造的锌铝合金，其中，合金中各组分的质量百分比为：15%al，1%cu，0.005%mg，余量为zn，按照国标gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法规定，将试样切割为薄板形状的拉伸测试试样。所述测试试样包括夹持端和变形区，夹持端关于变形区对称。所述夹持端的长度为12mm，宽度为9mm；所述变形区的长度与宽度均为3mm；测试试样厚度为2mm。

所述测试试样首先进行固溶处理。所述固溶处理是将测试试样在320°c恒温加热10h，以促使合金内部组织转化为面心立方结构的富锌α2相等轴细晶组织。富锌α2相等轴细晶组织可以大幅提高合金的塑性。完成固溶处理后，将试样采用水淬方式冷却。本发明通过较快的冷却速度，使室温为亚稳相的等轴细晶组织能够以过冷态的形式大量保存而不发生分解。

将完成热处理的测试试样通过扫描电镜测试，发现试样由平均晶粒直径约350纳米的等轴细晶构成，满足超塑性合金所需的组织条件——合金由直径5微米以下的等轴细晶组成。

将完成热处理的测试试样在cmt5105型万能试验机上进行拉伸试验。试验温度为25°c，拉伸速度为1.00×10^-4mm⋅s^-1。所得断后伸长率为1250%，合金具有超塑性。

实施例4-10：

除了合金成分、固溶处理温度以及固溶处理时间按照表1中数值进行变化以外，其余操作同实施例1，制得合金试样。由表1可以看出，对成分范围为共析相变点附近的锌铝合金，进行热处理（在280℃-380℃进行固溶处理，固溶处理时间为8-24h，固溶处理完成后水淬）后，经拉伸测试，试样均具有良好的超塑性。

表1不同合金成分、固溶处理温度、固溶处理时间下的锌铝合金拉伸性能参数

对比例1：

将铸造的锌铝合金，其中，合金中各组分的质量百分比为：22%al，0.2%cu，0.005%mg，余量为zn，按照国标gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法规定，将试样切割为薄板形状的拉伸测试试样。所述测试试样包括夹持端和变形区，夹持端关于变形区对称。所述夹持端的长度为12mm，宽度为9mm；所述变形区的长度与宽度均为3mm；测试试样厚度为2mm。

将铸造态的测试试样通过扫描电镜测试，其微观组织如图3所示，发现试样由平均长度约7微米的细长板条状组织构成，不满足超塑性合金所需的组织条件。

将铸造态的测试试样在cmt5105型万能试验机上进行拉伸试验。试验温度为25°c，拉伸速度为1.00×10^-4mm⋅s^-1。所得断后伸长率为53%，合金不具有超塑性。

以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。