CN110724891A - 一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法，包括：在180～475℃范围内，将所述增材制造铝合金进行固溶处理、时效处理或固溶‑时效处理，其中所述增材制造铝合金为增材制造Al‑Mg‑Sc‑Zr‑Mn合金。本发明针对增材制造Al‑Mg‑Sc‑Zr‑Mn合金提供了不同的热处理条件以得到强度和延伸率不同的材料，实现了增材制造Al‑Mg‑Sc‑Zr‑Mn合金强度和延伸率的可控化，为其应用提供基础。本发明的热处理方法路径短，操作方便，可规模化生产。

Description

一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法
技术领域
本发明涉及铝合金热处理领域，更具体地，涉及一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法。
背景技术
铝合金因其具有密度低、力学性能优异、耐腐蚀性良好、可焊性高等优势，广泛应用于汽车制造、航空航天及轨道交通领域。但传统的Al-Mg合金属于非热处理强化合金，后续热处理工艺无法进一步提高其性能，基于此，Sc、Zr复合微合金化Al-Mg合金被开发，且已被广泛应用于航空航天及轨道交通等领域。俄罗斯宇航局和美国宇航局兰利研究中心已将Al-Mg-Sc-Zr合金用于航天飞行器储箱、导弹导向尾翼、飞船结构和空间站。随着工业技术的飞速发展，零部件结构设计趋近于轻量化、精密化、复杂多元化，此时对材料成形方式的深入开发成为满足这一需求的有效途径。
激光增材制造技术作为一种无需模具的计算机辅助快速成形技术，可净成形复杂精密结构件，且基于该技术冷却速度快的特点，成形的合金组织细小、性能优异，在航空航天及轨道交通零部件制备中具有不可替代的优势。激光增材制造过程冷却速度极大(105K/s)，属于非平衡凝固，增材制造高强度铝合金极易产生非平衡共晶相T相，且增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金中会添加少量Mn元素，生成Al6Mn金属间化合物降低Fe等杂质元素在凝固过程中提高的热裂性。尽管Al6Mn可作为第二相强化粒子起沉淀强化效果，但Al6Mn作为脆性金属间化合物，在晶界处的连续分布会降低合金的延伸率，同时会导致材料的应力腐蚀和电化学腐蚀能力较差，因此需通过热处理方法来调控增材制造铝合金的强度及延伸率。
目前，传统铸造、轧制、挤压、锻造等铝合金的热处理工艺虽已十分完善，但激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的显微组织与传统铸造等方式制备的合金组织差异巨大，例如：初生相的尺寸分布、次生相的尺寸分布、晶粒尺寸以及组织形貌等，因此现有的热处理方法不适用于增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明提供一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法。
一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法，包括：在180～475℃范围内，将所述增材制造铝合金进行固溶处理、时效处理或固溶-时效处理，其中所述增材制造铝合金为增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金。
增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金极易产生非平衡共晶相T相，且生成的Al6Mn金属间化合物在晶界处的连续分布会降低合金的延伸率，同时会导致材料的应力腐蚀和电化学腐蚀能力较差。本发明研究发现，在适当的温度下进行固溶处理可以消除Al6Mn与共晶T相的晶间连续网络，促进Al6Mn金属间化合物的回溶，提高材料的延伸率；低温下时效处理，使沉淀粒子自超饱和固溶体中弥散析出，基于弥散强化提高材料的强度；更高温的固溶处理复合低温时效处理，在消除Al6Mn及T相在晶界富集的同时确保Al3(Sc,Zr)粒子的充分析出，在沉淀强化的同时提高材料在高温等极端条件下服役的稳定性。因此，可根据目标增材制造铝合金的性能需求，即侧重强度或是延伸率或是兼顾强度和延伸率，选择合适的条件进行热处理，从而实现增材制造铝合金强度及延伸率的可控化。
进一步地，所述固溶-时效处理具体包括：先在325～475℃温度下处理0.5～2h，随后随炉冷却降温至180～230℃并保温20～30h，再在空气中冷却至室温。
上述技术方案中，将增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金在325～475℃温度下进行固溶处理复合在180～230℃温度下时效处理，可消除Al6Mn及T相在晶界富集，Al3(Sc,Zr)粒子充分析出，在沉淀强化的同时提高材料在高温等极端条件下服役的稳定性，该方案可兼顾增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的强度和延伸率，综合性能大大提高。
优选地，所述固溶-时效处理具体包括：设定真空退火炉的升温速度为9～10℃/min，升温至325～475℃，放入所述增材制造铝合金，保温0.5～2h，随后随炉冷却1～2h至180～230℃，保温20～30h，再在10s内取出所述增材制造铝合金，在空气中冷却至室温。
进一步地，经过所述固溶-时效处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出Al3(Sc,Zr)粒子弥散分布，熔池边界细晶区宽化，晶间脆性相减少的特征。
进一步地，所述固溶处理具体包括：在300～450℃温度下处理1～2h，随后随炉冷却至室温。
上述技术方案中，较高温度短时间的固溶处理使凝固过程中的非平衡共晶相T相和Al6Mn相回溶，晶间连续析出物被破坏，变形过程中晶界抵抗塑性变形能力提高，延伸率提高。
优选地，所述固溶处理具体包括：设定真空退火炉的升温速度为7～15℃/min，升温至300～450℃，然后放入所述增材制造铝合金，保温1～2h，随后随炉冷却至室温。
进一步地，经过所述固溶处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出第二相固溶和晶格畸变的特征。
进一步地，所述时效处理具体包括：在240～280℃温度下处理4～20h，随后在空气中冷却至室温。
上述技术方案中，较低温度长时间的时效处理后，次生Al3(Sc,Zr)粒子弥散分布于基体中，可有效抑制再结晶，沉淀强化提高合金强度。
优选地，所述时效处理具体包括：设定真空退火炉的升温速度为7～15℃/min，升温至240～280℃，然后放入所述增材制造铝合金，保温4～20h，随后在10s内取出所述增材制造铝合金，在空气中冷却至室温。
进一步地，经过所述时效处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出细晶区增多，熔池边界明显宽化且平均晶粒尺寸减小的特征。
本发明中提到的室温指5～30℃。
进一步地，上述的热处理方法更适用于如下所述的增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金，其原料粉末成分按质量分数组成为：Mg 3.0-10.0wt％、Sc 0.3-0.8wt％、Zr 0.2-0.6wt％、Mn 0.3-1wt％、Si 0.01-3wt％、Fe 0.01-0.2wt％、Cu 0.01-0.3wt％、Zn 0.01-0.2wt％、Cr 0.01-0.08wt％和余量的Al。
进一步地，所述增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的成形工艺为：采用激光3D打印技术，基板温度为100-200℃，激光功率为180-320W，扫描速度为300-800mm/s，扫描间距为0.08-0.12mm，层间厚度为0.03-0.06mm。
进一步地，热处理前，所述增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的显微组织呈现纳米级细等轴晶-微米级粗等轴晶-微米级柱状晶共同存在的混晶组织。
进一步地，还包括在热处理之前，使用水磨砂纸将所述增材制造铝合金的表面打磨至光滑。
进一步优选地，依次使用型号为320#、600#、1000#、1500#、2000#的水磨砂纸进行多层打磨，每一层与上一层打磨方向垂直。
本发明针对增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金提供了不同的热处理条件以得到强度和延伸率不同的材料，实现了增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金强度和延伸率的可控化，为其应用提供基础。本发明的热处理方法路径短，操作方便，可规模化生产。
附图说明
图1为本发明实施例1中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金热处理前的显微组织图；
图2为本发明实施例1中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金经过固溶处理后的显微组织图；
图3为本发明实施例1中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金经过时效处理后的显微组织图；
图4为本发明实施例1中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金经过固溶-时效处理后的显微组织图；
图5为本发明实施例1中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金进行热处理前后的应力-应变曲线。
具体实施方式
下面结合实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。以下实施例用于说明本发明，但不用来限制本发明的范围。
实施例1
一种增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金，其各组分的质量分数如下：Mg：9.20wt％、Sc：0.65wt％、Zr：0.35wt％、Mn：0.80wt％、Fe：0.05wt％、Cu:0.30wt％、Si：0.5wt％、Zn：0.20wt％、Cr：0.05wt％和Al：余量。上述合金的3D打印(SLM，激光粉床打印)成形参数如下：基板温度：180℃；激光功率：300W；扫描速度：700mm/s；扫描间距：0.12mm；层厚：0.03mm。所得打印态合金抗拉强度约为483MPa，断裂延伸率约为11.8％，其显微组织如图1所示，呈现纳米级细等轴晶-微米级粗等轴晶-微米级柱状晶共同存在的混晶组织。
本实施例提供上述增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法：
首先，在热处理之前，使用型号为320#、600#、1000#、1500#、2000#的水磨砂纸逐次打磨增材制造铝合金的表面，每一层打磨方向与上一层打磨方向垂直，直至合金表面光滑；
然后，对打磨后的合金进行固溶处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至350℃，放入打磨后的合金，保温1.5h，随后随炉冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至260℃，放入打磨后的合金，保温20h，随后在10s内取出在空气中冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行固溶-时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至375℃，放入打磨后的合金，保温2h，随后随炉冷却至230℃并保温25h，再在10s内取出在空气中冷却至室温。
经过固溶处理后的合金的显微组织如图2所示，主要呈现第二相固溶和晶格畸变特征，其抗拉强度约为514MPa，断裂延伸率约为12.6％。
经过时效处理后的合金的显微组织如图3所示，主要呈现出细晶区增多，熔池边界明显宽化且平均晶粒尺寸减小的特征，其抗拉强度约为523MPa，断裂延伸率约为5.7％。
经过固溶-时效处理后的合金的显微组织如图4所示，主要呈现出Al3(Sc,Zr)粒子弥散分布,熔池边界细晶区宽化，晶间脆性相减少的特征，其抗拉强度约为540MPa，断裂延伸率约为9.1％。
本实施例中增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金经过上述三种不同处理后以及热处理前的应力-应变曲线如图5所示，可见，固溶处理着重提高延伸率，时效处理着重提高强度，而固溶-时效处理可以兼顾强度及延伸率，综合性能高，因此，可根据目标增材制造铝合金的性能要求，选择合适的热处理条件，从而实现强度及延伸率的可控。
实施例2
一种增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金，其各组分的质量分数如下：Mg：4.5wt％、Sc：0.66wt％、Zr：0.3wt％、Mn：0.5wt％、Cu：0.2wt％、Zn：0.2wt％、Fe：0.1wt％、Si：0.01wt％、Cr：0.01wt％和Al：余量。上述合金的3D打印(SLM，激光粉床打印)成形参数如下：基板温度：190℃；激光功率：200W；扫描速度：300mm/s；扫描间距：0.1mm；层厚：0.05mm。所得打印态合金抗拉强度约为325MPa，断裂延伸率约为17.3％。
本实施例提供上述增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法：
首先，在热处理之前，使用型号为320#、600#、1000#、1500#、2000#的水磨砂纸逐次打磨增材制造铝合金的表面，每一层打磨方向与上一层打磨方向垂直，直至合金表面光滑；
然后，对打磨后的合金进行固溶处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至350℃，放入打磨后的合金，保温2h，随后随炉冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至270℃，放入打磨后的合金，保温16h，随后在10s内取出在空气中冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行固溶-时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至370℃，放入打磨后的合金，保温2h，随后随炉冷却至220℃并保温30h，再在10s内取出在空气中冷却至室温。
本实施例中的合金经过固溶处理后抗拉强度约为417MPa，断裂延伸率约为18％；经过时效处理后抗拉强度约为482MPa，断裂延伸率约为6.2％；经过固溶-时效处理后抗拉强度约为466MPa，断裂延伸率约为12.5％。
实施例3
一种增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金，其各组分的质量分数如下：Mg：3.02wt％；Sc：0.2wt％；Zr：0.1wt％；Fe：0.05wt％；Cu:0.03wt％；Si：0.02％；Zn：0.01wt％；Cr：0.01wt％；Al：余量。上述合金的3D打印(SLM，激光粉床打印)成形参数如下：基板温度：190℃；激光功率：250W；扫描速度：800mm/s；扫描间距：0.1mm；层厚：0.05mm。所得打印态合金抗拉强度约为231MPa，断裂延伸率约为10％。
本实施例提供上述增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法：
首先，在热处理之前，使用型号为320#、600#、1000#、1500#、2000#的水磨砂纸逐次打磨增材制造铝合金的表面，每一层打磨方向与上一层打磨方向垂直，直至合金表面光滑；
然后，对打磨后的合金进行固溶处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至325℃，放入打磨后的合金，保温2h，随后随炉冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至250℃，放入打磨后的合金，保温20h，随后在10s内取出在空气中冷却至室温；
或，对打磨后的合金进行固溶-时效处理：以10℃/min的升温速度将真空退火炉升温至350℃，放入打磨后的合金，保温1.5h，随后随炉冷却至200℃并保温25h，再在10s内取出在空气中冷却至室温。
本实施例中的合金经过固溶处理后抗拉强度约为311MPa，断裂延伸率约为25％；经过时效处理后抗拉强度约为394MPa，断裂延伸率约为8.2％；经过固溶-时效处理后抗拉强度约为373MPa，断裂延伸率约为21％。
最后，本发明的实施例仅为较佳的实施方案，并非用于限定本发明的保护范围。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法，其特征在于，包括：在180～475℃范围内，将所述增材制造铝合金进行固溶处理、时效处理或固溶-时效处理，其中所述增材制造铝合金为增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金。
2.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述固溶-时效处理具体包括：先在325～475℃温度下处理0.5～2h，随后随炉冷却降温至180～230℃并保温20～30h，再在空气中冷却至室温。
3.根据权利要求2所述的热处理方法，其特征在于，经过所述固溶-时效处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出Al3(Sc,Zr)粒子弥散分布，熔池边界细晶区宽化，晶间脆性相减少的特征。
4.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述固溶处理具体包括：在300～450℃温度下处理1～2h，随后随炉冷却至室温。
5.根据权利要求4所述的热处理方法，其特征在于，经过所述固溶处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出第二相固溶和晶格畸变的特征。
6.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述时效处理具体包括：在240～280℃温度下处理4～20h，随后在空气中冷却至室温。
7.根据权利要求6所述的热处理方法，其特征在于，经过所述时效处理后，所述增材制造铝合金的显微组织呈现出细晶区增多，熔池边界宽化且平均晶粒尺寸减小的特征。
8.根据权利要求1～7任一项所述的热处理方法，其特征在于，所述增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的原料粉末成分按质量分数组成为：Mg 3.0-10.0wt％、Sc 0.3-0.8wt％、Zr0.2-0.6wt％、Mn 0.3-1wt％、Si 0.01-3wt％、Fe 0.01-0.2wt％、Cu 0.01-0.3wt％、Zn0.01-0.2wt％、Cr 0.01-0.08wt％和余量的Al；
和/或，所述增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的成形工艺为：采用激光3D打印技术，基板温度为100-200℃，激光功率为180-320W，扫描速度为300-800mm/s，扫描间距为0.08-0.12mm，层间厚度为0.03-0.06mm。
9.根据权利要求8所述的热处理方法，其特征在于，热处理前，所述增材制造Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金的显微组织呈现纳米级细等轴晶-微米级粗等轴晶-微米级柱状晶共同存在的混晶组织。
10.根据权利要求1～9任一项所述的热处理方法，其特征在于，还包括在热处理之前，使用水磨砂纸将所述增材制造铝合金的表面打磨至光滑；
优选地，依次使用型号为320#、600#、1000#、1500#、2000#的水磨砂纸进行多层打磨，每一层与上一层打磨方向垂直。
CN201911018645.7A 2019-10-24 2019-10-24 一种增材制造铝合金强度及延伸率可控的热处理方法 Active CN110724891B (zh)

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