Tipos básicos de tratamento térmico de aliaxes de aluminio

O recocido, o temple e o envellecemento son os tipos básicos de tratamento térmico das aliaxes de aluminio. O recocido é un tratamento de abrandamento, cuxo propósito é facer que a aliaxe sexa uniforme e estable en composición e estrutura, eliminar o endurecemento por deformación e restaurar a plasticidade da aliaxe. O temple e o envellecemento son un tratamento térmico de fortalecemento, cuxo propósito é mellorar a resistencia da aliaxe e úsanse principalmente para aliaxes de aluminio que se poden fortalecer mediante tratamento térmico.

1 Recocido

Segundo os diferentes requisitos de produción, o recocido de aliaxes de aluminio divídese en varias formas: recocido de homoxeneización de lingotes, recocido de palanquillas, recocido intermedio e recocido de produtos acabados.

1.1 Recocido de homoxeneización de lingotes

En condicións de condensación rápida e cristalización fóra do equilibrio, o lingote debe ter unha composición e estrutura desiguais, e tamén unha gran tensión interna. Para cambiar esta situación e mellorar a procesabilidade do lingote en quente, xeralmente requírese un recocido de homoxeneización.

Para promover a difusión atómica, débese escoller unha temperatura máis alta para o recocido de homoxeneización, pero non debe superar o punto de fusión eutéctico de baixo punto de fusión da aliaxe. Xeralmente, a temperatura de recocido de homoxeneización é 5~40 ℃ inferior ao punto de fusión, e o tempo de recocido está principalmente entre 12~24 h.

1.2 Recocido de tocho

O recocido de lingotes refírese ao recocido antes da primeira deformación en frío durante o procesamento a presión. O propósito é facer que o lingote obteña unha estrutura equilibrada e teña a máxima capacidade de deformación plástica. Por exemplo, a temperatura final de laminación da placa de aliaxe de aluminio laminada en quente é de 280~330 ℃. Despois dun arrefriamento rápido a temperatura ambiente, o fenómeno de endurecemento por deformación non se pode eliminar completamente. En particular, para as aliaxes de aluminio reforzadas tratadas termicamente, despois dun arrefriamento rápido, o proceso de recristalización non rematou e a solución sólida sobresaturada non se descompuxo completamente, e unha parte do efecto de endurecemento e temple aínda se conserva. É difícil laminar en frío directamente sen recocido, polo que se require o recocido de lingotes. Para as aliaxes de aluminio reforzadas non tratadas termicamente, como LF3, a temperatura de recocido é de 370~470 ℃ e o arrefriamento ao aire realízase despois de manter quente durante 1,5~2,5 horas. A temperatura de lingote e de recocido utilizada para o procesamento de tubos estirados en frío debe ser apropiadamente máis alta e pódese seleccionar a temperatura límite superior. Para as aliaxes de aluminio que se poden reforzar mediante tratamento térmico, como LY11 e LY12, a temperatura de recocido do lingote é de 390~450 ℃, mantense a esta temperatura durante 1~3 h, despois arrefríase no forno por debaixo de 270 ℃ a unha velocidade non superior a 30 ℃/h e despois arrefríase ao aire fóra do forno.

1.3 Recocido intermedio

O recocido intermedio refírese ao recocido entre procesos de deformación en frío, cuxo propósito é eliminar o endurecemento por deformación para facilitar a deformación en frío continua. En xeral, despois de que o material sexa recocido, será difícil continuar o traballo en frío sen un recocido intermedio despois de someterse a unha deformación en frío do 45~85 %.

O sistema de proceso do recocido intermedio é basicamente o mesmo que o do recocido de lingotes. Segundo os requisitos do grao de deformación en frío, o recocido intermedio pódese dividir en tres tipos: recocido completo (deformación total ε≈60~70%), recocido simple (ε≤50%) e recocido lixeiro (ε≈30~40%). Os dous primeiros sistemas de recocido son os mesmos que os do recocido de lingotes, e este último quéntase a 320~350 ℃ durante 1,5~2 h e despois arrefríase ao aire.

1.4. Recocido do produto acabado

O recocido do produto acabado é o tratamento térmico final que lle confire ao material certas propiedades organizativas e mecánicas segundo os requisitos das condicións técnicas do produto.

O recocido de produtos acabados pódese dividir en recocido a alta temperatura (produción de produtos brandos) e recocido a baixa temperatura (produción de produtos semiduros en diferentes estados). O recocido a alta temperatura debe garantir que se poida obter unha estrutura de recristalización completa e unha boa plasticidade. Co fin de garantir que o material obteña unha boa estrutura e rendemento, o tempo de retención non debe ser demasiado longo. Para as aliaxes de aluminio que se poden reforzar mediante tratamento térmico, para evitar o efecto de arrefriamento por arrefriamento ao aire, a velocidade de arrefriamento debe controlarse estritamente.

O recocido a baixa temperatura inclúe o recocido por alivio de tensións e o recocido por abrandamento parcial, que se empregan principalmente para aluminio puro e aliaxes de aluminio reforzadas sen tratamento térmico. Formular un sistema de recocido a baixa temperatura é unha tarefa moi complexa, que non só debe ter en conta a temperatura de recocido e o tempo de mantemento, senón tamén a influencia das impurezas, o grao de aliaxe, a deformación en frío, a temperatura de recocido intermedia e a temperatura de deformación en quente. Para formular un sistema de recocido a baixa temperatura, é necesario medir a curva de cambio entre a temperatura de recocido e as propiedades mecánicas e, a continuación, determinar o rango de temperatura de recocido segundo os indicadores de rendemento especificados nas condicións técnicas.

2 Tempeo

O temple da aliaxe de aluminio tamén se denomina tratamento en solución, que consiste en disolver a maior cantidade posible de elementos de aliaxe do metal como segunda fase na solución sólida mediante quecemento a alta temperatura, seguido dun arrefriamento rápido para inhibir a precipitación da segunda fase, obtendo así unha solución sólida α sobresaturada a base de aluminio, que está ben preparada para o seguinte tratamento de envellecemento.

A premisa para obter unha solución sólida α sobresaturada é que a solubilidade da segunda fase da aliaxe no aluminio debe aumentar significativamente co aumento da temperatura; se non, non se pode conseguir o propósito do tratamento en solución sólida. A maioría dos elementos de aliaxe no aluminio poden formar un diagrama de fases eutécticas con esta característica. Tomando como exemplo a aliaxe Al-Cu, a temperatura eutéctica é de 548 ℃ e a solubilidade do cobre no aluminio a temperatura ambiente é inferior ao 0,1 %. Cando se quenta a 548 ℃, a súa solubilidade aumenta ao 5,6 %. Polo tanto, as aliaxes Al-Cu que conteñen menos do 5,6 % de cobre entran na rexión monofásica α despois de que a temperatura de quentamento supere a súa liña de solubilidade, é dicir, a segunda fase CuAl2 se disolve completamente na matriz e pódese obter unha única solución sólida α sobresaturada despois do arrefriamento.

O temple é a operación de tratamento térmico máis importante e esixente para as aliaxes de aluminio. A clave é seleccionar a temperatura de quecemento de temple axeitada e garantir unha velocidade de arrefriamento de temple suficiente, así como controlar estritamente a temperatura do forno e reducir a deformación de temple.

O principio de selección da temperatura de temple é aumentar a temperatura de quecemento de temple o máximo posible, garantindo ao mesmo tempo que a aliaxe de aluminio non se sobrequeime nin que os grans medren excesivamente, para aumentar a sobresaturación da solución sólida α e a resistencia despois do tratamento de envellecemento. En xeral, o forno de quecemento de aliaxe de aluminio require que a precisión do control da temperatura do forno estea dentro de ±3 ℃, e o aire no forno é forzado a circular para garantir a uniformidade da temperatura do forno.

A sobrecombustión da aliaxe de aluminio débese á fusión parcial de compoñentes de baixo punto de fusión dentro do metal, como os eutécticos binarios ou multielementos. A sobrecombustión non só provoca a redución das propiedades mecánicas, senón que tamén ten un grave impacto na resistencia á corrosión da aliaxe. Polo tanto, unha vez que unha aliaxe de aluminio se sobrecombustión, non se pode eliminar e o produto da aliaxe debe ser desechado. A temperatura real de sobrecombustión da aliaxe de aluminio está determinada principalmente pola composición da aliaxe e o contido de impurezas, e tamén está relacionada co estado de procesamento da aliaxe. A temperatura de sobrecombustión dos produtos que sufriron un procesamento de deformación plástica é maior que a das pezas fundidas. Canto maior sexa o procesamento de deformación, máis fácil será que os compoñentes de baixo punto de fusión fóra do equilibrio se disolvan na matriz cando se quentan, polo que a temperatura real de sobrecombustión aumenta.

A velocidade de arrefriamento durante o temple da aliaxe de aluminio ten un impacto significativo na capacidade de fortalecemento ao envellecemento e na resistencia á corrosión da aliaxe. Durante o proceso de temple de LY12 e LC4, é necesario garantir que a solución sólida α non se descomponga, especialmente na zona sensible á temperatura de 290~420 ℃, e requírese unha velocidade de arrefriamento suficientemente grande. Normalmente estipúlase que a velocidade de arrefriamento debe ser superior a 50 ℃/s e, para a aliaxe LC4, debe alcanzar ou superar os 170 ℃/s.

O medio de temple máis empregado para as aliaxes de aluminio é a auga. A práctica de produción demostra que canto maior sexa a velocidade de arrefriamento durante o temple, maiores serán a tensión residual e a deformación residual do material ou da peza temple. Polo tanto, para pezas pequenas con formas simples, a temperatura da auga pode ser lixeiramente máis baixa, xeralmente de 10 a 30 ℃, e non debe superar os 40 ℃. Para pezas con formas complexas e grandes diferenzas no grosor da parede, para reducir a deformación e as fisuras por temple, a temperatura da auga ás veces pódese aumentar ata os 80 ℃. Non obstante, débese sinalar que a medida que aumenta a temperatura da auga do tanque de temple, a resistencia e a resistencia á corrosión do material tamén diminúen en consecuencia.

3. Envellecemento

3.1 Transformación organizativa e cambios no rendemento durante o envellecemento

A solución sólida α sobresaturada obtida por enfriamento rápido ten unha estrutura inestable. Cando se quenta, descomponse e transformase nunha estrutura de equilibrio. Tomando a aliaxe Al-4Cu como exemplo, a súa estrutura de equilibrio debería ser α+CuAl2 (fase θ). Cando a solución sólida α sobresaturada monofásica despois do enfriamento rápido se quenta para o envellecemento, se a temperatura é o suficientemente alta, a fase θ precipitarase directamente. En caso contrario, levarase a cabo por etapas, é dicir, despois dalgunhas etapas de transición intermedias, pódese alcanzar a fase de equilibrio final CuAl2. A figura seguinte ilustra as características da estrutura cristalina de cada etapa de precipitación durante o proceso de envellecemento da aliaxe Al-Cu. A figura a. é a estrutura da rede cristalina no estado enfriado. Neste momento, é unha solución sólida α sobresaturada monofásica, e os átomos de cobre (puntos negros) están distribuídos uniformemente e aleatoriamente na rede matricial de aluminio (puntos brancos). A figura b. mostra a estrutura da rede na fase inicial da precipitación. Os átomos de cobre comezan a concentrarse en certas áreas da rede matricial para formar unha área de Guinier-Preston, chamada área GP. A zona GP é extremadamente pequena e ten forma de disco, cun diámetro duns 5~10 μm e un grosor de 0,4~0,6 nm. O número de zonas GP na matriz é extremadamente grande e a densidade de distribución pode chegar a 10¹⁷~10¹⁸cm-³. A estrutura cristalina da zona GP segue sendo a mesma que a da matriz, ambas son cúbicas centradas nas caras e manteñen unha interface coherente coa matriz. Non obstante, debido a que o tamaño dos átomos de cobre é menor que o dos átomos de aluminio, o enriquecemento de átomos de cobre fará que a rede cristalina preto da rexión se reduza, o que provoca distorsión da rede.

Diagrama esquemático dos cambios na estrutura cristalina da aliaxe de Al-Cu durante o envellecemento

Figura a. Estado extinguido, unha solución sólida α monofásica, os átomos de cobre (puntos negros) están distribuídos uniformemente;

Figura b. Na fase inicial do envellecemento, fórmase a zona GP;

Figura c. Na fase tardía do envellecemento, fórmase unha fase de transición semicoherente;

Figura d. Envellecemento a alta temperatura, precipitación dunha fase de equilibrio incoherente

A zona GP é o primeiro produto de preprecipitación que aparece durante o proceso de envellecemento das aliaxes de aluminio. A prolongación do tempo de envellecemento, especialmente o aumento da temperatura de envellecemento, tamén formará outras fases de transición intermedias. Na aliaxe Al-4Cu, hai fases θ” e θ' despois da zona GP, e finalmente alcánzase a fase de equilibrio CuAl2. θ” e θ' son ambas fases de transición da fase θ, e a estrutura cristalina é unha rede cadrada, pero a constante da rede é diferente. O tamaño de θ é maior que o da zona GP, aínda en forma de disco, cun diámetro duns 15~40 nm e un grosor de 0,8~2,0 nm. Continúa a manter unha interface coherente coa matriz, pero o grao de distorsión da rede é máis intenso. Ao pasar da fase θ” á fase θ’, o tamaño creceu ata os 20~600 nm, o grosor é de 10~15 nm e a interface coherente tamén se destrúe parcialmente, converténdose nunha interface semicoherente, como se mostra na Figura c. O produto final da precipitación por envellecemento é a fase de equilibrio θ (CuAl2), momento no que a interface coherente se destrúe completamente e se converte nunha interface non coherente, como se mostra na Figura d.

De acordo coa situación anterior, a orde de precipitación do envellecemento da aliaxe de Al-Cu é αs→α+zona GP→α+θ”→α+θ'→α+θ. A fase da estrutura do envellecemento depende da composición da aliaxe e das especificacións de envellecemento. A miúdo hai máis dun produto de envellecemento no mesmo estado. Canto maior sexa a temperatura de envellecemento, máis preto estará a estrutura de equilibrio.

Durante o proceso de envellecemento, a zona GP e a fase de transición precipitadas da matriz son de pequeno tamaño, moi dispersas e non se deforman facilmente. Ao mesmo tempo, provocan distorsión da rede na matriz e forman un campo de tensión, que ten un efecto obstaculizador significativo no movemento das dislocacións, aumentando así a resistencia á deformación plástica da aliaxe e mellorando a súa resistencia e dureza. Este fenómeno de envellecemento chámase envellecemento por precipitación. A figura seguinte ilustra o cambio de dureza da aliaxe Al-4Cu durante o tratamento de temple e envellecemento en forma de curva. A etapa I da figura representa a dureza da aliaxe no seu estado orixinal. Debido aos diferentes historiales de traballo en quente, a dureza do estado orixinal variará, xeralmente HV = 30 ~ 80. Despois de quentar a 500 ℃ e temple (etapa II), todos os átomos de cobre disólvense na matriz para formar unha solución sólida α sobresaturada monofásica con HV = 60, que é o dobre de dura que a dureza no estado recocido (HV = 30). Este é o resultado do fortalecemento da solución sólida. Despois do arrefriamento, colócase a temperatura ambiente e a dureza da aliaxe aumenta continuamente debido á formación continua de zonas GP (fase III). Este proceso de endurecemento por envellecemento a temperatura ambiente chámase envellecemento natural.

I—estado orixinal;

II—estado de solución sólida;

III—envellecemento natural (zona GP);

IVa: tratamento de regresión a 150~200 ℃ (redisolto na zona GP);

IVb: envellecemento artificial (fase θ”+θ');

V—sobreenvellecemento (fase θ”+θ')

Na fase IV, a aliaxe quéntase a 150 °C para o envellecemento, e o efecto de endurecemento é máis evidente que o do envellecemento natural. Neste momento, o produto de precipitación é principalmente a fase θ”, que ten o maior efecto de fortalecemento nas aliaxes de Al-Cu. Se a temperatura de envellecemento aumenta aínda máis, a fase de precipitación pasa da fase θ” á fase θ', o efecto de endurecemento debílbese e a dureza diminúe, entrando na fase V. Calquera tratamento de envellecemento que requira quecemento artificial denomínase envellecemento artificial, e as fases IV e V pertencen a esta categoría. Se a dureza alcanza o valor máximo de dureza que a aliaxe pode alcanzar despois do envellecemento (é dicir, a fase IVb), este envellecemento denomínase envellecemento máximo. Se non se alcanza o valor máximo de dureza, denomínase subenvellecemento ou envellecemento artificial incompleto. Se se cruza o valor máximo e a dureza diminúe, denomínase sobreenvellecemento. O tratamento de envellecemento de estabilización tamén pertence ao sobreenvellecemento. A zona GP formada durante o envellecemento natural é moi inestable. Cando se quenta rapidamente a unha temperatura máis alta, como uns 200 °C, e se mantén quente durante un curto período de tempo, a zona GP disolverase de novo na solución sólida α. Se se arrefría (arranxa rapidamente) antes doutras fases de transición como o precipitado θ” ou θ', a aliaxe pode restaurarse ao seu estado ardente orixinal. Este fenómeno chámase "regresión", que é a caída de dureza indicada pola liña punteada na etapa IVa da figura. A aliaxe de aluminio que foi regresada aínda ten a mesma capacidade de endurecemento por envellecemento.

O endurecemento por envellecemento é a base para o desenvolvemento de aliaxes de aluminio tratables termicamente, e a súa capacidade de endurecemento por envellecemento está directamente relacionada coa composición da aliaxe e o sistema de tratamento térmico. As aliaxes binarias de Al-Si e Al-Mn non teñen efecto de endurecemento por precipitación porque a fase de equilibrio precipita directamente durante o proceso de envellecemento e son aliaxes de aluminio non tratables termicamente. Aínda que as aliaxes de Al-Mg poden formar zonas GP e fases de transición β', só teñen unha certa capacidade de endurecemento por precipitación en aliaxes con alto contido en magnesio. As aliaxes de Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si e Al-Zn-Mg-Cu teñen unha forte capacidade de endurecemento por precipitación nas súas zonas GP e fases de transición, e actualmente son os principais sistemas de aliaxes que poden ser tratables termicamente e reforzados.

3.2 Envellecemento natural

Xeralmente, as aliaxes de aluminio que se poden reforzar mediante tratamento térmico teñen un efecto de envellecemento natural despois do temple. O reforzo por envellecemento natural está causado pola zona GP. O envellecemento natural úsase amplamente nas aliaxes de Al-Cu e Al-Cu-Mg. O envellecemento natural das aliaxes de Al-Zn-Mg-Cu dura demasiado tempo e a miúdo leva varios meses alcanzar unha fase estable, polo que non se utiliza o sistema de envellecemento natural.

En comparación co envellecemento artificial, despois do envellecemento natural, o límite elástico da aliaxe é menor, pero a plasticidade e a tenacidade son mellores, e a resistencia á corrosión é maior. A situación do aluminio superduro do sistema Al-Zn-Mg-Cu é lixeiramente diferente. A resistencia á corrosión despois do envellecemento artificial adoita ser mellor que despois do envellecemento natural.

3.3 Envellecemento artificial

Despois do tratamento de envellecemento artificial, as aliaxes de aluminio adoitan obter a maior resistencia ao rendemento (principalmente fortalecemento da fase de transición) e unha mellor estabilidade organizativa. O aluminio superduro, o aluminio forxado e o aluminio fundido envellecen principalmente artificialmente. A temperatura e o tempo de envellecemento inflúen moito nas propiedades da aliaxe. A temperatura de envellecemento está principalmente entre 120 e 190 ℃, e o tempo de envellecemento non supera as 24 horas.

Ademais do envellecemento artificial nunha soa etapa, as aliaxes de aluminio tamén poden adoptar un sistema de envellecemento artificial gradual. É dicir, o quecemento realízase dúas ou máis veces a diferentes temperaturas. Por exemplo, a aliaxe LC4 pódese envellecer a 115~125 ℃ durante 2~4 h e despois a 160~170 ℃ durante 3~5 h. O envellecemento gradual non só pode acurtar significativamente o tempo, senón que tamén mellora a microestrutura das aliaxes Al-Zn-Mg e Al-Zn-Mg-Cu, e mellorar significativamente a resistencia á corrosión por tensión, a resistencia á fatiga e a tenacidade á fractura sen reducir basicamente as propiedades mecánicas.