CN101603161B - 铝硅铸造合金的顺序时效 - Google Patents

Abstract

本发明涉及铝硅铸造合金的顺序时效。通过顺序时效固溶化铸件，随后快速加热至成核温度，随后快速冷却，并然后再次加热至沉淀物生长温度，获得具有增加的伸长率和抗拉强度的铝铸件。

Description

铝硅铸造合金的顺序时效

技术领域

本发明涉及用于铝硅合金铸件的能够增加所述铸件的抗拉强度和伸长率的分步时效工艺。具有薄部分和厚部分的复杂铸件可以在不过分使薄部分过时效的情况下进行热处理。

背景技术

铝硅合金铸件被大量地生产用于各种应用。在许多这些应用中，例如气缸体和气缸盖、变速器铸件和类似物，铸件可能是非常复杂的，且通常具有带有厚部分(例如曲轴连接板)的铸件部分，而其它部分具有薄部分。为了获得足够的物理属性，如抗拉强度、伸长率和硬度，铝硅铸件通常被热处理。

大多数流行的Al-Si铸造合金(例如，319，356，390)通过称为时效硬化或沉淀强化的机制来强化。该工艺通常包括三个步骤：首先，合金元素在升高的温度下溶解到铝固溶体中。该步骤称为固溶处理且通常作为与铸造工艺分离的操作进行。在固化之后，所述铸件从模移开，且然后被放置到单独的炉中，以再次加热至刚好低于固相线的温度且保持足以溶解沉淀物并用溶质原子(通常是Cu和/或Mg)使

铝相饱和的时间段。此外，不可溶颗粒(如硅)中的一些球化(speroidization)将伴随“固溶化”。

在固溶化之后，铸件在沉淀强化工艺的第二个步骤期间快速冷却，称为“淬火”。淬火必须足够快，以限制扩散并防止溶质原子从溶体中沉淀出。对有效溶质元素的要求是在铝中的最大溶解度必须随温度增加，使得在温度快速降低时，铝将含有多于平衡溶质含量，且变成“超饱和”。该超饱和状态是不平衡状态。由于超饱和铝成分含有比沉淀物少十倍以上的溶质原子，因此在沉淀物可以形成之前，溶质原子必须聚集在一起，形成较高的溶质浓度区域且使得其它区域具有减小的溶质浓度。

在溶体温度时溶体中的平衡溶质浓度和在时效温度时溶体中的平衡溶质浓度之间的差提供沉淀反应的驱动力。时效温度越低，该差越高且因而驱动力越高。相反，温度越低，原子迁移率越低。

因而，沉淀反应由成分驱动力反抗温度控制的原子迁移率之间的折衷操纵。甚至在室温时也发生一些沉淀。在低温时，成分驱动力高，但是由于原子迁移率低，因而溶质原子的扩散缓慢，从而沉淀反应是缓慢的。在较高温度时，原子移动增强，使得聚集体形成更快，但是成分驱动力较低，导致沉淀物形成的量较低。

在常规热处理中时效温度的选择是在反应速率和形成的沉淀物总量之间的折衷。部件的硬度和强度受到形成的沉淀物量的强烈控制。在时效期间，铸件被再次加热至中间温度，以使得强化的沉淀物成核。沉淀反应本身是多步骤过程，使得铸件的强度和硬度随时间和温度升高通过一些峰值硬度值，且然后再次降低。当时效温度增加时，在较短的时间内获得峰值硬度，但是以牺牲一些峰值硬度水平为代价。因而，有温度和时间的最佳组合，从而导致在峰值强度和工艺时间限制之间的最佳折衷。

上述步骤中的每个步骤的控制对于实现特定作业应用的强度和延展性的组合来说是非常重要的。一些铸件有意地在较高温度下时效或时效较长时间，以获得越过峰值硬度的状况。该“过时效”状况展现了比峰值时效状况更低的抗拉强度，但是在许多应用中拉伸伸长率(损坏韧性)和尺寸稳定性的增加可能比强度更重要。

沉淀反应包括原子聚集体的扩散控制聚集，以形成富含溶质的区域。在随后阶段，分散相从该区域沉淀。该聚集和沉淀通过增加局部晶格应变而使得强度增加。再随后，沉淀物尺寸增加，直到总***能量能够借助于形成界面而减小。此时，颗粒变成不共格相位，且晶格应变显著降低，伴随硬度和抗拉强度下降。颗粒的沉淀也伴随有铸件的物理尺寸在一定温度下随时间变化。因而，对于具有苛刻的尺寸公差的应用来说，铸件被热处理经过峰值硬度至已经发生大部分尺寸变化的点，且然后被机加工至需要尺寸。

铝铸件的热处理是能量和资金密集的工艺，在任何给定时间可以包括高达2天或更长的工艺内部件热处理。此外，由于部件内铸件微观结构因位置不同产生的显著差异，铸造时和热处理之后的属性将随着部件内的位置而不同。因而，微观结构和热处理通常对于铸件内给定位置的属性进行优化。铸件的其余部分可能具有次优的属性。

此外，由于部件几何形状，受从炉环境到部件的相对贫乏的热传递驱使，常规热处理导致溶体的不同温度斜率和时效温度。这导致铸件的不同部分实际上接受不同的热处理。尽管以缩短的时间窗口进行，但是淬火操作受到类似的限制。然而，减小的时间差仍导致严重的应力引起的扭曲和甚至由于差温冷却引起的破裂。

为了调解这些困难，由于更快地固化本质上包含最精细的微观结构的薄铸件部分准确地是由于相同原因在热处理期间加热和冷却最快的相同区域；是更有益的热传递几何形状。这产生在最短扩散距离的位置在一定温度下的最长时间以及已经在溶体中的溶质的最大量，准确地说这与所希望的相反。因而，为了在铸件的较重部分中获得希望条件，其它位置将过分过时效。然而，这通常由属性的显著改进部分地补偿，所述改进由铝合金的更快固化所引起的精细微观结构引起。精细微观结构是有益的，因为这通常使得诸如孔隙率和杂质的瑕疵尺寸减小。这是与热处理无关的。

现有技术时效工艺中涉及的问题可以通过参考图1来说明。图1是时间对温度的图表，标明了多个温度区域。图中水平线表示包括铸件的合金的物理特性，这将根据合金成分变化。这是热力学量且与微观结构精细度无关。液相线是固化开始时的温度，且固相线是固化完成时的温度。固溶线是这样的温度：高于该温度，溶质全部在溶体中；低于该温度，合金可以作为两相混合物存在。因而，固溶处理在固相线和固溶线之间的温度进行。100和200℃之间的水平线组表示沉淀反应的各个阶段。这是时效区域。对于高于固溶线的温度，沉淀物被溶解，对于低于该线的温度，它们不断增大且聚结。

在固溶处理期间，部分1，铸件的相对薄部分，快速加热至固溶温度。然而，部分2厚很多，且需要长很多的时间来达到固溶温度。类似地，在冷却时，部分2落后于部分1。

与部分1相比，部分2的重结构具有相对大的扩散距离。由于达到固溶温度的时间滞后，部分2也保持在固溶温度比部分1更短的时间段。此外，部分2也在低于固溶线的温度区域中消耗显著更大的时间量，其中，沉淀物和二次共晶相颗粒粗化。因而，当铸件加热至固溶温度时，正当在铸件固化期间形成的沉淀物溶解在薄部分1中时，重的部分2经历进一步的粗化。因而，部分2将需要在固溶温度更长的时间来完全溶解沉淀物。因为重铸件部分也在铝相中展现更大的溶质成核，因而对于扩散而言需要更多的时间来消除这些浓度梯度。

在淬火时，部分2再次在沉淀物生长区域中消耗更多时间，导致较少的超饱和以及从而较小的强化可能性。然而，通常仅仅是重部分将在最终应用中承受最大应力，从而该工艺必须对该部分中的属性进行优化。

加热至时效温度导致加热速率分布遵循与对于固溶处理描述的相同的总体模式。然而，加热速率差异的模式的结果在冶金学上是非常不同的。

由于沉淀过程由成分驱动力反抗原子迁移率的平衡来驱动且每一个以相反方向受温度的影响，因而可以容易地看出沉淀将取决于温度差而在整个部件中变化。所述差越大，变化越大，因而整个铸件的属性差异越大。

当沉淀物开始形成时，硬度和强度在一定温度下随时间增加，且延展性降低，这是由于沉淀物和基体之间的原子间隔不匹配引起的晶格应变能增加。

当沉淀物生长时，沉淀物-基体界面处的局部应变增加，直到达到***能量能够通过断开沉淀物和基体之间的键而减小时的最大值，从而形成相边界。当更多的沉淀物由这些边界从基体分开(与基体解除共格)时，减少不匹配应变，从而减小硬度和强度并增加延展性。因而，对于给定微观结构，通常观察到硬度和强度与延展性相反地变化。

发明内容

现在已经惊奇地发现，铝硅合金铸件能够以顺序时效工艺进行热处理，所述顺序时效工艺同时实现高伸长率和高抗拉强度。热处理方法包括通过采用增强的热处理环境来加热至成核处理，随后冷却并随后再次加热至生长温度。厚部分可以恰当地时效，同时较薄部分经历降低程度的过时效，从而导致在整个铸件中更一致的属性。本发明还提供以下方案：方案1.一种用于铝硅合金铸件的多步骤人工时效工艺，包括：a)对所述铸件进行固溶热处理以溶解合金元素，随后冷却；b)将所述铸件加热至成核温度，且在至少等于所述成核温度的温度下保持足以在整个铸件中引起成核的时间；c)将所述铸件冷却至较低温度，所述较低温度使得不会发生沉淀物生长；d)在所述铸件中使沉淀物生长为明显的相；和e)将所述铸件冷却到环境温度。方案2.根据方案1所述的工艺，其中，在铸件的重和薄部分之间加热到一定温度的时间差借助于在具有高热传递速率的加热设备中加热铸件而减小。方案3.根据方案1所述的工艺，其中，所述铸件的布氏硬度减小，且抗拉强度和伸长率均增加。方案4.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤b)中，加热以由液体热处理介质或流化床炉提供的高热传递速率实现。方案5.根据方案2所述的工艺，其中，加热至一定温度的所述时间差借助于使得铸件的较重部分与增加体积的热流体接触而降低。方案6.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤b)中，铸件的加热速率在加热到成核温度的时间内平均最小为1°F/s。方案7.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤d)中，铸件的加热速率在加热到沉淀物生长温度的时间内平均最小为1.5°F/s。方案8.根据方案1所述的工艺，其中，冷却速率是比强制空气炉中获得的速率更快的冷却速率。方案9.根据方案8所述的工艺，其中，冷却在液体中，在流化床中，通过气体喷流撞击或其组合来实现。方案10.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤d)中，铸件被再次加热至对于沉淀物生长来说足够的温度。方案11.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤b)中成核之后，铸件中的沉淀物生长快速淬火到沉淀物生长被中断的温度，随后以比成核温度更低的温度进行沉淀物生长。方案12.根据方案1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在100分钟或更短时间内达到时效成核温度。方案13.根据方案1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在60分钟或更短时间内达到时效成核温度。方案14.根据方案1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在30分钟或更短时间内达到时效成核温度。方案15.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤b)中，达到成核温度的平均加热速率是≥1.5°F/分。方案16.根据方案1所述的工艺，其中，在步骤b)中，达到成核温度的平均加热速率是≥3°F/分。方案17.根据方案1所述的工艺，其中，所述铸件具有薄和厚部分，在步骤b)中，所述薄和厚部分的加热速率之间的差小于7°F/分。方案18.根据方案10所述的工艺，其中，所述铸件具有薄和厚部分，在步骤d)中，所述薄和厚部分的加热速率之间的差小于7°F/分。方案19.根据方案1所述的工艺，其中，所述多步骤时效工艺导致比T6时效铸件更高的抗拉强度和比T7时效铸件更高的拉伸伸长率。

附图说明

图1说明了用于具有厚和薄部分的硅铝铸件的现有技术固溶和时效处理；

图2说明了在固溶之后进行的本发明分步时效工艺；

图3和4说明了分步时效工艺与常规时效相比的益处；和

图5-8说明了在激冷和未激冷铸件中分步时效工艺与常规时效相比的益处。

具体实施方式

因而，本发明提供了一种工艺，藉此，时效曲线可以被展平，从而在损坏韧性-屈服强度空间中给予了更宽的操作窗口，使得铸件的所有区域都可以获得合理的延展性，而没有经历抗拉强度的显著损失的部分。该工艺可以与较高的热传递热处理介质(如流化砂床反应器)或熔融聚合物***(如

热传递介质)协作实现更好的结果。

为了克服时效工艺的现有技术困难，已经提出了顺序时效工艺。图2示意性地示出了所述时效工艺，藉此，强化沉淀物的成核已经从相同沉淀物的生长分离为单独的步骤。成核是非常短暂的过程，且在溶质原子的扩散控制原子聚集周期之后。当涉及具有厚和薄部分的铸件时，在提高的热传递环境中缩短聚集定时是有益的。

分步时效循环可以分为三个过程。第一步，在图2中由点3表示，是快速加热至成核温度。在该步骤中，尽可能快地将整个铸件加热至成核温度是有益的，以避免首先形成的沉淀物中的过多生长。此外，保持时间将是短暂的，仅足以激活成核部位。这不是瞬时的，因为首先必须发生一些原子聚集，但是这是快速的，在数十分钟的量级。

铸件从成核过程被冷却，以阻止早期成核颗粒的生长。这可能不需要将温度一路降低至室温，但是温度下降应当显著；约100°F或更多。保持在室温或较低温度对于稳定沉淀物可能是必需的，在图中点4。最后，铸件被再次加热至生长温度，所述生长温度是比成核温度更低的温度，以增加沉淀的成分驱动力并增加沉淀物的平衡体积比例。在生长温度的时间长度决定颗粒共格性的程度，且在加热和冷却期间的温度分步模式与现有微观结构结合来控制整个铸件中的差异。现有技术所述的用于时效硬化铝合金的沉淀硬化顺序包括初始形成GP区，随后变为Θ”，然后在一定温度下用另外的时间变为Θ”相。本发明工艺可以通过在较高温度成核而避免初始的明显相变，或该顺序可以过快地进行而不被察觉。与过程无关，最终状态在机械属性的形成中具有主要作用。从成核淬火至生长温度也是可能的，只要精确和快速热条件被恰当地管理即可。

在合金发展研究中，在改良Al-Si-Cu合金中发现Θ’沉淀物的过大密度。为了确定这些过多沉淀物的来源，已经采取研究来在时效处理期间单独地跟随成核和生长过程。测量了用锶改良的319合金的拉伸结果，从相同铸件的激冷和未激冷部分，热处理至T6，T7和顺序时效回火。T6回火是峰值硬度，T7回火是过时效，且分步时效是本发明的工艺，从而强化沉淀物首先由短暂的高温过程(excursion)成核，然后冷却至室温，随后较长时间地暴露给低时效温度。

在这些锶改良合金中，分步时效样本显示了与T6相比抗拉强度微小下降，而与T7状况相比拉伸伸长率增加，尤其是在1.0-1.45的Mn/Fe比时。所述结果在未激冷区域更显著。较大规模的微观结构特征以及0.5-1.0％的微孔率的存在(这两者对于拉伸属性都是有害的，尤其是对伸长率有害)，成为所有铸件的未激冷区域的特征。

也研究了在没有用锶化学改良的情况下制成的铸件的结果。在该情况下，激冷和未激冷结果的分组不是很明显。虽然激冷属性仍较高，但是在T7组的激冷强度和T7组的未激冷强度之间有一些重叠。然而，拉伸伸长率显示在激冷和未激冷样本(与回火无关)之间的完全区分。再次，要注意的重要特征在于，分步时效回火具有趋近于峰值强度(T6)的抗拉强度，但伸长率超过过时效(T7)状况的伸长率。

另一重要特征在于峰值位置随Mn/Fe比和共晶硅改良的变化。重要的是，最佳热处理将不仅随由应用指定的期望属性范围变化，而且合金成分将影响铸件的成分和微观结构。

对于较高硅铝(Al-11，Si-2.25，Cu-0.3，Mg-0.4，Fe-0.55，Mn-0.02，Sr)合金，硬度和拉伸属性在二次时效温度下对不同时间进行测量。在该系列试验中，所有铸件首先固溶处理，且采用同样的工艺淬火(910F，8小时)，随后淬火到热(120-140F)水中。硬度对于顺序时效铸件是基本平坦或平滑下降，而380°F(T6)和440°F(T7)时效合金均经历朝峰值的特性增加，然后降低。

然而，在图3和4中，说明了该热处理工艺的独特特征。图3示出了在砂铸件的激冷和未激冷部分中的极限抗拉强度。对于顺序时效以及更常规的T6和T7处理，在没有激冷微观结构的情况下强度显著减小。该特征在图4中对于拉伸伸长率更加明显。然而，由于在分步时效循环中第二次时效处理进行120到240到360分钟，因而发生抗拉强度以及百分比伸长率的相应增加。而且，由于布氏硬度实际上降低，发生这些变化。实际上，强度和伸长率的峰值可能不能由360分钟获得。试验基于降低的硬度水平终止于360分钟，但是现在已知的是，这是不可靠的指导，因为在硬度和强度属性之间通常观察到的关系在分步时效铸件中惊奇地不再出现。

抗拉强度和伸长率都先后改进而总铸件硬度并不被显著影响的意外结果允许以先前认为不可能的方式调整铝硅铸件合金的属性。此外，可以看出，在铸件的较低强度未激冷区域中效果更大。对于由于在给定铸件内激冷可能遇到的受限制范围而必须折衷设计的设计者来说，这是特别好的消息。

另一惊奇的因素是平坦的硬度曲线。假设在整个复杂铸件中热处理的传播在一定程度上是不可避免的。然而，如果硬度是铸件的可机加工性的良好测量，那么期望在机加工期间金属去除的更一致性。与常规处理的铸件(其中，最差情况的可机加工位置决定机加工设置参数)相比，这允许技术人员使用更优机加工用具、走刀量和速度来设置机加工工艺。这些因素能够极大地改进生产量和用具寿命。顺序时效工艺与采用流化床炉或液体热处理工艺的更一致热暴露的结合将以更大的量减小这些差异。

所提出的顺序时效热处理工艺的重要特征是：1.快速形成原子聚集体。这通过将整个部件加热至远超过通常用于实现峰值强度的温度的温度来实现。2.所有沉淀物的中断的生长。紧接成核过程之后尽可能快地冷却至具有受限扩散能力的温度，以用于最精确的控制。3.以一致的方式控制所有沉淀物的生长。这将在稍微低于常规时效的温度下进行。4.沉淀物的较大的最大体积百分比。较低的最终时效温度导致沉淀物相的较高平衡体积。

最佳循环将随成分和微观结构而变化，但是本领域技术人员在不需要过多试验的情况下就可以确定。对于给定合金，要检查的关系包括以下项中的一项或更多项：到成核温度的加热速率，成核温度，在一定温度下的成核时间，中间淬火速率，停止生长所需要的中间温度下降，在无生长温度时的保持时间，从成核温度直接淬火到第二次时效温度，第二次时效温度，第二次时效时间(硬化曲线)，第二次冷却速率。这些参数中的许多参数对于给定合金来说已经是已知的。

用于热处理铝铸件合金的时效成核步骤已经发展为获得先前没有获得的机械属性的组合的手段。另一显著益处是由于微观结构和局部热曲线的复杂相互作用引起的铸件内的属性差异降低引起。前文所述的工艺在接下来的几页中进行扩充，且通过实际示例以非限制性方式说明。

时效成核步骤是时间在工业中所采用的典型固溶淬火时效铝沉淀时效循环的淬火之后和人工时效之前的短暂较高温度过程。该步骤的目的是使得铝基体内的硬化沉淀物的成核加速。通常认为在时效期间发生多个成核过程，在达到四个阶段中的第三个阶段时实现最佳属性。顺序是：(1)G.P.区成核，(2)依靠G.P.区进行Θ”沉淀物成核，(3)Θ’沉淀物成核(如果不清楚这些生长是来自Θ”沉淀物还是单独的成核过程)，(4)最后，稳定的Θ相成核。前三种沉淀物与基体共格且导致按顺序G.P.，Θ”，Θ’增加的晶格应变和对错位移动的阻力。第四相特征在于与基体不共格的界面，且导致晶格应变的大程度减小，从而硬度和强度减小，且称为过时效状况。到稳定相的最终过渡被认为是纯生长控制的工艺(即，没有新的成核过程)。

在时效处理期间，冷却的铸件以要加热的时效温度引入炉中。铸件的外部部分具有最高的表面面积-体积比，与较厚的内部部分相比更快地加热。这导致铸件的一些部分在其它部分之前很久就达到快速扩散温度。通常，这些准确地说是具有精细微观结构、较高密度的成核部位和较高的沉淀驱动力的位置。

因而，对于要采用的时效成核循环，铸件的各个部分的加热速率的差必须小于临界值。该差决定属性能够被优化的程度。该差越大，影响越小。如果采用常规加热，时效成核步骤的效果最小，但是仍是相对于常规单步骤时效的显著改进。

为了确定效果，必须知道铸件内微观结构的差异(局部固化速率)，固溶处理的效果和局部加热速率差。加热速率在常规强制空气炉中仅能以微小程度控制。然而，在熔融盐槽或流化床炉中加热能够显著地改变加热速率和铸件的差温加热。然而，加热速率和差温加热将仍受到对流和通过铸件的传导来控制，因而将几乎是恒定的(但是与强制空气炉不同的常数)。这将允许对于相同铸件以显著不同的加热速率和差温进行试验。新的磁性加热方法(称为Core ThermalTechnology(CTT)，MTECH的专利)允诺能够实现加热速率的差异，因而确定和控制为最佳水平。预期能够用这种控制实现全新的属性组合。平均加热速率优选为约1.5°F/min或更大，更优选为≥2°F/min，还更优选为≥3°F/min，仍更优选为≥5°F/min，且最优选为≥10°F/min。

在大工业铸件(约100英镑的气缸体)的常规批量加热工艺中，铸件的中心部分可能需要高达2小时来加热至400°F，而薄的钟形壳体部分可以在30分钟内达到400。最小加热速率是2.75°F/min且最大是11。差为8.25°F/min。对于一英镑的试验件，我们用相同的最小2.75°F/min实现了小于2°F/min的差。这导致如前文所述的强度和伸长率改进。该差优选为小于或等于7°F/min，更优选为≤5°F/min，仍更优选为≤3°F/min，且最优选为≤2°F/min。

最后，发现时效成核循环在30分钟和60分钟吸入时间时是有效的，且如果花费120分钟达到温度，使用该循环的实用性丧失。因而，需要优选在60分钟内在铸件加热最慢的部分达到时效成核温度(400-500°F)(最小加热速率约7.2°F/min)。较慢的加热将导致成比例地较少的显著效果。不知道检测到任何效果的最小加热速率，但是已知期望使得铸件加热最慢的部分的加热速率最大。

因而，重要的是，采用允许铸件加热最慢的部分在一定时间内达到时效成核温度的加热装置，所述时间为100分钟或更短，优选为90分钟或更短，更优选为60分钟或更短，且最优选为30分钟或更短，这些范围内的每个时间都认为是本文具体公开的。为了获得这些加热速率，加热装置必须选择为具有高的热传递速率。通常，常规炉不具备这种能力。合适的炉将取决于部件的几何形状，尤其是取决于厚和薄部分之间的关系。对于该差异适中的铸件，具有快速强制空气(喷流)循环的热空气箱可能就足够了。然而，对于具有适当复杂性的大多数铸件来说，必须使用较高的热传递速率。甚至在铸件中没有薄部分，只有厚的非常一致的厚部分时也是如此，因为在这种铸件中，外部和内部的加热速率成为问题，且物理属性将根据距铸件表面的距离而变化。

优选的是，使用比仅通过强制空气通常可以获得的速率更高的热传递速率。这种加热装置的示例包括高温油剂(如在商标Dowtherm^TM下出售的油剂)，熔融盐槽和流化床炉，在流化床炉中，流化床中的颗粒传递热给铸件。也可以采用喷流空气炉。在这种炉中，铸件在进入炉时以固定位置定向，可能有或可能没有强制空气循环。较高温度的空气喷流在铸件的最重部分(厚部分)处引导。这些喷流可以被稳定地控制。因而，减小了铸件的这些部分达到一定温度的时间，且因而将与铸件的薄部分达到一定温度的时间接近。薄部分也可以从炉的总体热空气或热空气喷流隔离或部分屏蔽，再次降低差温加热速率。

类似地，对于需要冷却的时效工艺的步骤，选择冷却装置，从而提供期望冷却速率。最期望的是，铸件中的差温冷却速率最小，从而再一次，可以有利地使用流化床冷却器、水、或油槽。具有低熔点的盐槽也可以使用。在使用槽来加热和冷却时，期望槽被搅拌或搅动。

已经总体上描述了本发明，通过参考某些具体示例可以获得更深的理解，所述示例在本文提供仅用于说明目的，且不打算限制，除非另有声明。

运行了设计试验，其中在固溶处理和淬火之后使用2阶段时效工艺代替常规单温度浸泡。第一时效步骤在一定温度下30分钟，第二步骤在较低温度下保持6小时。根据本发明，使用包括流化床的改进热传递加热方法来加热铸件。为了对比，采用了常规循环空气炉。此外，为了模拟铝气缸体的常规负载生产过程中的加热速率，采用第三状况，其中试验件包装在纤维覆盖层(Kaowool^TM)中。结果显示用加热速率实现了硬度的显著改进。对于拉伸属性，数据表明，确保对于时效步骤中的仅一个步骤使用高加热速率；为了较高的强度，在第一次时效循环期间应当使用较高的加热速率，为了较高的延展性，表明在第二阶段中的高加热速率。在两种情况下，在采用双重时效时，强度和延展性的组合优于常规热处理。加热速率的范围从纤维覆盖层包装的部分中的0.05°F/s到流化床处理的2.8°F/s。高达20°F/s和以上的较高速率被认为是有益的。过程

由B319铝合金(见表1)在同一加热过程中制成10个“栅格”(grate)模制铸件。这些铸件之一在模中用K型热电偶线铸造，以测量铸件中的激冷和未激冷区域中的固化速率以及测量热处理期间的加热速率。

栅格铸件包括截面为1.25×0.75英寸×17英寸长的5根杆。横杆将所有5根杆的两端连接。铸件从一端引入，且钢激冷铸型(steel chill)延伸经过所有5根杆从入口到铸件远端的距离的3/4。表1.合金的化学组成

Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Ti
						6.6	0.4	3.9	0.57	0.43	0.12

表2.测量的加热速率

	设定点360°F	设定点480°F
			流化床	2.8°F/s	1.2°F/s
空气	0.6°F/s	0.3°F/s
			空气(包装的)	0.1°F/s	0.05°F/s

加热速率根据从100°F加热到340或450°F的平均时间来计算。

所有铸件在流化砂床中以923°F进行270分钟固溶处理，且然后在砂床中以72°F淬火，并保持直到它们达到环境温度(约20分钟)。铸件自然时效24小时且然后放置到第一次时效处理装置；三个在流化床中时效，三个在强制空气箱中，且三个被包装在纤维覆盖层中并放置在强制空气箱中，全部在480°F。由于不同的加热速率，总周期对于每种状况不同，但是全部都保持在480°F下30分钟，且然后移开并允许空气冷却。在另外24小时自然时效之后，铸件再次分成三组，每组包括来自于流化床的一个铸件，来自于空气炉的一个铸件和被包装的一个铸件。这三个组在三种加热状况下第二次时效，但保持在360°F下6个小时。最后，所述铸件移开并允许在环境空气中冷却。杆从铸件中靠近激冷铸型和远离激冷铸型处剖切，并在室温下进行机加工和拉伸试验。结果

每种状况得到5根激冷杆和5根未激冷杆。每种情况中的两个用于布氏硬度试验(一个在时效循环1之后，另一个在时效循环2之后)且热处理杆中的三个被机加工成拉伸杆，且采用测量长度的伸长计拉至失效，以测量拉伸伸长率。讨论

在图5-8中给出的常规热处理点从相同的合金和相同的铸件结构获取，但是使用用于固溶的空气炉热处理至完全硬化的T6状况(920°F，8小时)和时效(380°F，8小时)以及处于过时效(T7)状况(相同的固溶和淬火，然后在440°F下时效6小时)。与顺序时效样本的较慢砂淬火相比，这些被水淬火。较高的硬度，较高的屈服强度和较低的拉伸伸长率均表明常规T6处理铸件接近该工艺的拉伸强度极限。类似地，较低的硬度和强度与较高的伸长率结合表明处于T7状况的过时效状况。

对于常规T6和在未激冷样品上在两个时效步骤中均使用的最高加热速率而言，拉伸伸长率不足以确定屈服强度(＜0.2％)。硬度

图5示出了所有硬度数据的曲线图。X示出了用于参考的常规时效样品，实线菱形示出了在第一次时效步骤之后的硬度。在第一次处理之后，可以看出，对于激冷和未激冷微观结构两种情况较快的加热时间均导致较高的硬度。尽管在更慢加热的样本中沉淀物的总量将预期更大，这也会发生。此外，在第二次时效处理之后，阶段1加热速率的效果似乎完全消除(所有三条曲线都是水平的-显示与阶段1加热速率没有关系)。然而，所述线示出了与阶段2加热速率的直接关系，再次，较快的加热利于较高的硬度。这些状况中的每一个都不符合常规规则，在常规规则中，在一定温度下硬度随时效时间增加，通过最大值且然后在金属“过时效”时降低。抗拉强度

图6，7和8分别给出了对于所有试验状况的极限抗拉强度，屈服强度和拉伸伸长率。最明显的事实在于，顺序时效处理(与加热速率无关)给予了拉伸属性尤其是拉伸伸长率的较优组合。数据显示了总体原理：较高的伸长率导致较低的屈服强度。然而，数据也显示，采用时效成核处理将潜在强度和伸长率值移动到显著更高的区域。借助于较高加热速率炉技术，该新的属性区域对于商业应用来说是可利用的。实际上，已经获得了同时实现比T6更高的抗拉强度和比T7更高的拉伸伸长率的属性组合。

激冷和未激冷微观结构之间属性差异也是显著的。然而，当时效成核步骤添加到热处理循环时，我们发现，能够产生显著水平的拉伸伸长率，从而导致屈服强度水平趋近于激冷微观结构中已知的水平。

虽然已经说明和描述了本发明的实施例，但是这些实施例不旨在说明和描述本发明的所有可能形式。相反，说明书中使用的词语是说明而不是限制性词语，应当理解，可以在不偏离本发明精神和范围的情况下作出各种改变。

Claims (19)

1.一种用于铝硅合金铸件的多步骤人工时效工艺，包括：

a)对所述铸件进行固溶热处理以溶解合金元素，随后冷却；

b)将所述铸件加热至成核温度，且在至少等于所述成核温度的温度下保持足以在整个铸件中引起成核的时间；

c)将所述铸件冷却至较低温度，所述较低温度是比沉淀物生长所需的温度更低的温度；

d)在所述铸件中使沉淀物生长为明显的相；和

e)将所述铸件冷却到环境温度。

2.根据权利要求1所述的工艺，其中，在铸件的重和薄部分之间加热到一定温度的时间差借助于在具有高热传递速率的加热设备中加热铸件而减小。

3.根据权利要求1所述的工艺，其中，所述铸件的布氏硬度减小，且抗拉强度和伸长率均增加。

4.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤b)中，加热以由液体热处理介质或流化床炉提供的高热传递速率实现。

5.根据权利要求2所述的工艺，其中，加热至一定温度的所述时间差借助于使得铸件的较重部分与增加体积的热流体接触而降低。

6.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤b)中，铸件的加热速率在加热到成核温度的时间内平均最小为1°F/s。

7.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤d)中，铸件的加热速率在加热到沉淀物生长温度的时间内平均最小为1.5°F/s。

8.根据权利要求1所述的工艺，其中，冷却速率是比强制空气炉中获得的速率更快的冷却速率。

9.根据权利要求8所述的工艺，其中，冷却在液体中，在流化床中，通过气体喷流撞击或其组合来实现。

10.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤d)中，铸件被再次加热至对于沉淀物生长来说足够的温度。

11.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤b)中成核之后，铸件中的沉淀物生长快速淬火到沉淀物生长被中断的温度，随后以比成核温度更低的温度进行沉淀物生长。

12.根据权利要求1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在100分钟或更短时间内达到时效成核温度。

13.根据权利要求1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在60分钟或更短时间内达到时效成核温度。

14.根据权利要求1所述的工艺，其中，铸件中的最慢加热部分在30分钟或更短时间内达到时效成核温度。

15.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤b)中，达到成核温度的平均加热速率是≥1.5°F/分。

16.根据权利要求1所述的工艺，其中，在步骤b)中，达到成核温度的平均加热速率是≥3°F/分。

17.根据权利要求1所述的工艺，其中，所述铸件具有薄和厚部分，在步骤b)中，所述薄和厚部分的加热速率之间的差小于7°F/分。

18.根据权利要求10所述的工艺，其中，所述铸件具有薄和厚部分，在步骤d)中，所述薄和厚部分的加热速率之间的差小于7°F/分。

19.根据权利要求1所述的工艺，其中，所述多步骤时效工艺导致比T6时效铸件更高的抗拉强度和比T7时效铸件更高的拉伸伸长率。

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