共晶類Al-Si-Cu-Mn耐熱鋁合金的熱處理工藝的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及的領(lǐng)域?qū)儆诮饘贌崽幚眍I(lǐng)域，具體涉及一種耐熱鋁合金熱處理工藝。
【背景技術(shù)】
[0002]鑄造Al-Si合金在鑄態(tài)下的力學(xué)性能往往不能滿足其使用要求，所以需要通過熱處理來進(jìn)一步提高鑄件的力學(xué)性能。鋁合金的熱處理，就是通過調(diào)整合金的組織，充分發(fā)揮合金的潛在特性。通常，鋁合金的強(qiáng)化熱處理包括固溶處理、淬火和時效處理(自然時效、人工時效)。其中T6處理是鑄造Al-Si合金最常用的一種熱處理工藝，即固溶處理后淬火，然后進(jìn)行人工時效硬化處理，這樣不進(jìn)行冷加工就能獲得良好強(qiáng)度。
[0003]鋁合金的固溶處理可以使Cu、Mg和Si等這類硬化相溶質(zhì)溶入α-Al基體中，還可以使組織均勻化，減小在凝固過程中形成的溶質(zhì)元素偏析，為時效處理時彌散強(qiáng)化相的析出創(chuàng)造了一個良好的條件。除此之外，固溶處理可以改變鋁合金中的第二相的數(shù)量、尺寸和形態(tài)，為后續(xù)的時效處理做好組織上的準(zhǔn)備。因此，鋁合金Τ6處理的第一階段一一固溶處理被看成是決定時效后彌散強(qiáng)化相顯微組織和最終合金的力學(xué)性能的關(guān)鍵階段。
[0004]固溶淬火態(tài)通常不是鑄造Al-Si合金的最終熱處理態(tài)，合金的力學(xué)性能需要通過隨后進(jìn)行的人工時效才能得到明顯提高。合金經(jīng)過固溶處理后得到過飽和狀態(tài)的固溶體，而過飽和固溶體大多是亞穩(wěn)定的，在室溫放置或升高到一定溫度進(jìn)行保溫一段時間后，將逐漸發(fā)生分解，析出第二相或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)過渡相，這種過程稱為脫溶。脫溶過程使得溶質(zhì)原子在固溶體點(diǎn)陣中的一定區(qū)域內(nèi)析出、聚集、形成新相，引起合金的組織及性能變化，稱為時效。時效可分為自然時效和人工時效，自然時效是在室溫下就可以進(jìn)行的析出過程，人工時效是人為地加熱到一定的溫度，使原子活動能力增加，過飽和溶質(zhì)原子析出，達(dá)到硬化的目的。
[0005]目前，亞共晶類Al-S1-Cu-Mg是Al-Si系耐熱鋁合金中應(yīng)用較為廣泛的一類合金，其主要是利用可熱處理強(qiáng)化的富銅相作為耐熱相。然而，這些富銅耐熱相(9、W相等)耐熱溫度偏低且合金的鑄造性能較差、熱裂傾向大等限制了它的發(fā)展。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明的目的是提供一種共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金的熱處理工藝，本發(fā)明能夠提高耐熱鋁合金的綜合力學(xué)性能，特別是耐熱強(qiáng)度。
[0007]本發(fā)明的一種共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金的熱處理工藝，其中所述耐熱鋁合金組成按重量百分比計(jì)如下:硅10.0-13.0 %，銅3.0-4.5 %，錳0.8-2.5 %，鍶0.02-0.03%,鋁為余量，所述熱處理工藝如下:
[0008]S1)固溶處理:將所述耐熱鋁合金工件加熱至480?525°C并保溫處理5?20h，耐熱鋁合金工件沉淀析出作為耐熱相的100?200納米大小的Al15Mn3Si2相和Al2()Mn3Cu2相顆粒，并分布于A1基體晶粒內(nèi)，共晶富銅相0(CuA12)發(fā)生部分溶解、殘留的0(CuA12)相發(fā)生顆?；c粗化；
[0009]S2)淬火處理:隨后立即將工件浸入20?65°C水中進(jìn)行淬火處理；
[0010]S3)時效處理:將淬火后的耐熱鋁合金工件在160-180°C下時效處理4-6h，耐熱鋁合金工件中析出了作為促進(jìn)合金硬化的主要析出相且具有一致方向性的針狀9〃(CuA12)相。
[0011]本發(fā)明的有益效果如下:
[0012]本發(fā)明的技術(shù)方案中，共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱合金引入了新的耐熱性能更為優(yōu)異的富Μη耐熱相Al15Mn3Si2，使合金具有更高的耐熱溫度，是一種非常有潛力的耐熱鋁合金材料。本發(fā)明中共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金經(jīng)固溶處理后會沉淀析出大量的100?200納米大小的Ali5Mn3Si2相和Al2oMn3Cu2相顆粒，分布于A1基體內(nèi)，這些固溶過程中沉淀析出的富Μη相顯著提高了合金的耐熱性。
[0013]經(jīng)本發(fā)明固溶處理步驟處理后，組織中形成大量彌散析出的六1151113512相和Al2oMn3Cu2富錳強(qiáng)化相顆粒，顯著改善了合金耐熱性。圖1顯示了固溶處理后耐熱鋁合金的顯微組織。共晶Si顆粒在固溶處理時發(fā)生鈍化熔斷和粒狀化，其形態(tài)由鑄態(tài)下的纖維狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨蝾w粒狀。但當(dāng)固溶處理時間過長或溫度過高時，則共晶硅顆粒會出現(xiàn)了明顯的粗化現(xiàn)象。CuA12相的數(shù)量經(jīng)固溶處理后有所減少，且出現(xiàn)了明顯的溶解現(xiàn)象并轉(zhuǎn)變成顆粒狀;而在合金制備時的凝固過程中形成富錳相在固溶過程中，其數(shù)量和形態(tài)均未發(fā)生明顯變化。圖2顯示了不同固溶處理時間下α-Al基體的顯微維氏硬度隨固溶處理溫度的變化曲線，可以發(fā)現(xiàn):較優(yōu)的固溶處理溫度范圍為495-510°C。由圖3中(a)TEM組織觀察可以發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)下A1基體中非常干凈，幾乎沒有觀察到任何細(xì)小的析出相。而由圖3中(b)，經(jīng)過525°CX20h固溶處理后，A1基體中出現(xiàn)大量細(xì)小而彌散的富Μη析出相。圖4顯示了這些析出相形態(tài)與大小及相應(yīng)的TEM-EDS結(jié)果和SAD(選區(qū)電子衍射花樣)結(jié)果。該共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金固溶處理前后的XRD結(jié)果如圖5所示，固溶處理后不僅Al15Mn3Si2相峰增強(qiáng)，而且新出現(xiàn)了 Al2oMn3Cu2峰。綜合以上的組織表征，該共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱招合金經(jīng)過本發(fā)明的固溶處理后，鋁基體組織中大量彌散沉淀析出了尺寸約為100?200納米的細(xì)小的Al15Mn3Si2相和Al2QMn3Cu2富錳相顆粒，它們大多位于A1基體內(nèi)部，在高溫下穩(wěn)定存在，阻礙位錯的運(yùn)動從而顯著強(qiáng)化基體，提高A1基體抵抗高溫形變能力即提高了合金的耐熱性。固溶以及淬火處理后隨之進(jìn)行的是時效處理。圖6是共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金在165°C下時效6h的透射電鏡照片，對比相關(guān)文獻(xiàn)可知，圖中的黑色針狀相即為合金在時效過程中析出的CuA12相，并且具有一致的方向性，是促進(jìn)合金室溫硬化的主要析出相。然而時效析出的CuA12相在高的服役溫度下受熱后會重新溶解，起不到改善合金耐熱性的作用，而固溶階段彌散析出的富錳相在高溫處理以及隨后的低溫時效處理均沒有發(fā)生變化，是共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金中主要的耐熱相。
【附圖說明】
[0014]圖1是合金固溶態(tài)下(525°C+15h)光學(xué)顯微鏡圖片。
[0015]圖2是不同固溶處理時間下α-Al基體的顯微維氏硬度隨固溶處理溫度的變化曲線。
[0016]圖3是Al-12S1-4Cu-1.2Mn合金的TEM圖像:(a)鑄態(tài)；(b)525°CX20h固溶淬火態(tài)，析出了大量細(xì)小的富Μη相。
[0017]圖4是Al-12S1-4Cu-1.2Mn合金525°CX20h固溶淬火態(tài)組織中析出的富Μη相TEM照片、TEM-EDS結(jié)果和TEM-SAD結(jié)果，(a)顯示出Ali5Mn3Si2相；(b)顯示出Al2oMn3Cu2相。
[0018]圖5是Al-12S1-4Cu-1.2Mn合金525°CX20h固溶處理前后的XRD圖譜，顯示固溶過程中析出了 Ali5Mn3Si2 相和 Al2oMn3Cu2 相。
[0019]圖6是Al-12S1-4Cu-1.2Mn合金時效態(tài)下TEM圖片，時效過程中析出了大量的針狀0〃(CuA12)相且具有一致方向性。
【具體實(shí)施方式】
[0020]一種共晶類Al-S1-Cu-Mn耐熱鋁合金的熱處理工藝，所述耐熱鋁合金組成按重量百分比計(jì)如下:硅10.0-13.0%，銅3.0-4.5%，錳0.8-2.5%，鍶0.02-0.03%，鋁為余量，所述熱處理工藝如下:
[0021 ] S1)固溶處理:將所述耐熱鋁合金工件加熱至480?525°C并保溫處理5?20h，耐熱鋁合金工件沉淀析出作為耐熱相的100?200納米大小的Al15Mn