ly12合金熱處理工藝試驗(yàn)及組織和性能研究

ly12合金熱處理工藝試驗(yàn)及組織和性能研究

合理使用l-cu-mg金屬鋁。用該合金制造的發(fā)動(dòng)機(jī)散熱零件風(fēng)扇葉,使用前需經(jīng)熱處理(固溶加時(shí)效處理)以提高強(qiáng)度。但由于LY12合金中可溶相充分固溶的溫度與α(Al)+S(CuMgAl2)+CuAl2三元共晶溫度的間隔很窄,即熱處理加熱溫度范圍很窄,實(shí)際生產(chǎn)中極易過燒導(dǎo)致整爐零件報(bào)廢。因此LY12合金的開始過燒溫度對(duì)合格的下限組織的判定起著至關(guān)重要的作用,而各種研究的結(jié)果不一致。LY12合金相當(dāng)于前蘇聯(lián)的Д16合金,相當(dāng)于美國(guó)的2024合金。前蘇聯(lián)對(duì)Д16合金淬火加熱溫度取495～505℃,主要依據(jù)是Д16合金中的三元共晶α(Al)+CuAl2+S(CuMgAl2)的開始熔化溫度為507℃;美國(guó)對(duì)2024合金不同規(guī)格制品的淬火加熱溫度取為493℃±6℃,日本取為495℃±3℃,其依據(jù)可能是LY12合金存在四元共晶α(Al)+CuAl2+S(CuMgAl2)+Mg2Si,共晶溫度為500℃。本文對(duì)LY12硬鋁合金進(jìn)行了系列工藝試驗(yàn)及熱處理工藝與組織和性能之間的關(guān)系的研究。1試驗(yàn)材料和方法1.1《中限成分》試驗(yàn)用料為厚度4mm的退火狀態(tài)LY12合金板料?；瘜W(xué)成分為標(biāo)準(zhǔn)《GB/T10569-1989》的中限成分:4.61%Cu,1.60%Mg,0.59%Mn,0.29%Fe,0.16%Si,0.063%Zn,0.007%Ni,0.048%Ti。常規(guī)力學(xué)性能要求為抗拉強(qiáng)度220MPa,屈服強(qiáng)度135MPa,斷后伸長(zhǎng)率12%～14%。1.2熱處理溫度對(duì)試樣拉伸性能的影響將板材加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣及金相試樣。試樣在B-30型硝鹽爐中加熱保溫,用XWG-101電子電位差計(jì)控溫。試樣淬火加熱溫度分別為478℃、482℃、496℃、499℃、500℃、504℃、509℃、510℃、512℃、515℃、518℃,保溫時(shí)間為5min,水冷;經(jīng)120h自然時(shí)效,然后測(cè)其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。金相試樣均采用0.5%氫氟酸水溶液侵蝕,然后在金相顯微鏡下觀察分析組織。2試驗(yàn)結(jié)果及分析2.1熱處理溫度對(duì)拉伸性能的影響LY12合金顯微組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系曲線示于圖1、圖2。從圖中可以看出,淬火溫度低于505℃時(shí),抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率隨著溫度的升高而呈上升趨勢(shì);當(dāng)超過505℃后,其抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率開始下降,這是由于其組織過燒、晶界結(jié)合力降低所致。2.2組織分析2.2.1正常組織(1)l12圖1其組成相為α(Al)+S(CuMgAl2)+CuAl2,見圖3。組織特征為二元共晶中的CuAl2及三元共晶中的S(CuMgAl2)和CuAl2相充分固溶并彌散析出,為日常生產(chǎn)中典型優(yōu)良顯微組織,綜合力學(xué)性能也最佳。(2)固溶過程及邊界二元共晶中的CuAl2相較圖3(a)固溶更加明顯,相含量略有減少,相邊界開始變得圓滑,見圖3(b)。這是由于淬火加熱溫度提高所致,為合格的下限組織。(3)溫度低的組織與圖3(a)相比,二元共晶中的CuAl2相固溶較不充分,組成相的含量相對(duì)較多,見圖4,這是由于淬火加熱溫度降低所致。2.2.2異常組織(1)時(shí)間對(duì)合金拉伸性能的影響極輕度過燒組織組成相為α(Al)+S(CuMgAl2)+CuAl2,組織特征為強(qiáng)化相減少,殘留相邊界明顯圓滑,個(gè)別處已出現(xiàn)復(fù)熔的共晶球,見圖5。此時(shí)材料的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率不但不降低,反而有所提高。LY12合金是時(shí)效強(qiáng)化合金,通過在淬火后的自然時(shí)效過程中析出彌散強(qiáng)化相來保證使用性能。淬火加熱溫度越高,合金元素溶解越充分,強(qiáng)化效果就越好。但加熱溫度超過合金的最低共晶溫度時(shí),將造成合金內(nèi)部的低熔點(diǎn)共晶相優(yōu)先熔化,即過燒。上述極輕微過燒現(xiàn)象是在加熱溫度雖然超過固相線或三元共晶溫度,但保溫時(shí)間短的情況下產(chǎn)生的,這時(shí)合金仍有部分強(qiáng)化相未固溶,基體的強(qiáng)化作用占主導(dǎo)地位。這種組織雖然靜載力學(xué)性能合格,但其抗疲勞性能必然嚴(yán)重降低,仍應(yīng)視為生產(chǎn)檢驗(yàn)中的非正常組織。(2)材料的強(qiáng)化作用組成相為α(Al)+S(CuMgAl2)+CuAl2,基本保留退火狀態(tài)的條塊特征,二元共晶中的CuAl2相及三元共晶中的S(CuMgAl2)和CuAl2相剛剛開始固溶(見圖6(a)),起不到強(qiáng)化相應(yīng)有的強(qiáng)化作用。隨著淬火溫度的降低,試樣抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及斷后伸長(zhǎng)率明顯降低,材料的綜合力學(xué)性能得不到充分發(fā)揮,將嚴(yán)重影響零件的使用壽命。欠熱組織可以通過返工處理得到改善。(3)晶粒組織及組成相淬火加熱溫度偏高時(shí)得到的過燒組織嚴(yán)重降低材料的力學(xué)性能,尤其是斷后伸長(zhǎng)率。組成相為α(Al)+共晶組織+少量CuAl2+少量S(CuMgAl2),見圖6(b)。與極輕度過燒組織相比,其固溶更加充分,主要強(qiáng)化相顯著減少,組織發(fā)生了明顯變化,其過燒組織特征如下。這種共晶球分布在α(Al)固溶體內(nèi)部,也稱液相球或復(fù)熔球。由于變形鋁合金鑄錠在均勻化、變形過程中原始鑄態(tài)晶粒破碎,大部分共晶組織溶入固溶體內(nèi),而剩余少量共晶體則沿變形方向雜亂分布在基體內(nèi)。當(dāng)淬火加熱溫度升高至共晶溫度,殘留的低熔點(diǎn)共晶體,根據(jù)共晶成分不同而先后形成了液相,并由于液相表面張力的作用凝結(jié)成球形分布在固溶體內(nèi)。合金的晶粒邊界附著低溶點(diǎn)相和雜質(zhì)相,因此是最薄弱的區(qū)域。當(dāng)淬火溫度升高至共晶溫度,晶粒邊界往往是優(yōu)先熔化區(qū)域。由于晶界上的雜質(zhì)相分布及數(shù)量不均勻,故形成晶界局部加粗現(xiàn)象。合金的正常淬火組織,其晶界一般是比較纖細(xì)均勻的,并且是不定形的形態(tài)。當(dāng)淬火加熱溫度不斷升高時(shí),晶粒邊界表面張力的作用以及原子活動(dòng)能力的增大使晶界有趨直傾向,特別是有液相共存的條件下,晶界阻力大大減小,晶粒粗化等軸趨向更加明顯。在淬火溫度過高的情況下得到的嚴(yán)重過燒組織使材料力學(xué)性能全面下降。組成相為α(Al)+共晶組織,其組織特征除具備一般過燒組織的所有特征外,還在三晶交角處形成三角形的液相區(qū),這是比較明顯的嚴(yán)重過燒組織特征,見圖7(a)。嚴(yán)重過燒組織還有一個(gè)特征是出現(xiàn)在淬火裂紋頂端或附近的晶界氧化,見圖7(b)。3組織圖像的應(yīng)用(1)LY12合金的開始過燒溫度為502～503℃,這對(duì)合