《金属热处理原理与工艺》课件 第12章 有色金属热处理

第12章

有色金属热处理12.1有色金属的常用热处理

固溶热处理时效处理

退火处理

形变热处理

化学热处理常用热处理去应力退火再结晶退火均匀化退火重结晶退火为单级时效分级时效回归处理12.2铝合金的热处理12.2.1变形铝合金的热处理1.防锈铝图12-4

Al-Mg二元平衡相图图12-5

5A02防锈铝的退火曲线防锈铝的主加元素为Mn或Mg,形成Al-Mg或Al-Mn合金。(1)Al-Mg合金：牌号从5A02~5A12,其wMg=2%~9%。时效过程中形成的过渡相β′与基体不共格,时效强化效果甚微,但可形变强化。一般在退火或冷作硬化状态下工作。5A02防锈铝的退火曲线如图12-5所示,退火的目的是去应力,减小合金的应力腐蚀倾向,使合金的组织和性能趋于稳定。防锈铝中当镁含量小于5%时,退火后为单相α组织,当镁含量>5%时,退火组织中会出现脆性的β(AlMg)相,其电极电位低于α固溶体,导致合金的耐蚀性恶化,塑性、焊接性也变差。(2)Al-Mn合金：由Al-Mn合金相图(图12-6)可见,亚共晶部分的液相线接近水平,结晶区非常小。锰在液相中的扩散速度远低于其他合金元素,因此结晶时极易发生偏析,使基体中的锰含量大大超过平衡浓度。共晶温度时,锰在合金中的固溶度为1.82%,室温时降至0.3%以下,锰溶于α固溶体中起强化作用,时效过程中也有过渡相(如半共格的金属间化合物MnAl6)析出,阻碍晶粒长大,起细化晶粒的作用,但沉淀硬化作用很弱,因此,难以时效强化,一般仅进行退火处理。当锰含量>1.6%时,由于形成大量的脆性MnAl6,导致合金塑性显著降低,压力加工性能下降,所以防锈铝中锰含量般不超过1.6%。2.硬铝硬铝：是在Al-Cu合金的基础上再加入合金元素Mg或Mn形成的铝合金分类：有Al-Cu-Mg和Al-Cu-Mn两种合金系,通常把Al-Cu-Mg系硬铝称为普通硬铝;Al-Cu-Mn系硬铝称为耐热硬铝,即在200℃以上时仍具有较好的耐热性。硬铝的热处理：主要有固溶、时效、退火及形变热处理等。强化相：

θ(CuAl2)、β(Mg5Al8)、S(CuM_x0002_gAl2)、T(Al6Mg4Cu),其中θ和S相的强化效果最大,T相的强化效果微弱,β相不起强化作用,Al-Cu-Mg三元系统相图如图12-7所示。(1)固溶热处理1)加热温度2)保温时间3)转移时间4)冷却速度5)冷却介质(2)时效处理硬铝时效：主要影响因素：时效温度和保温时间。随着时效温度的提高,脱溶过程加快,合金达到最高强度所需时间缩短,软化也加快。当时效温度过高时最高强度值会降低,强化效果下降。当时效温度降到室温以下时,时效速度十分缓慢，因此降低时效温度,可抑制时效。硬铝多数以自然时效为主。这样可以保证较低的晶间腐蚀倾向,耐蚀性能优于人工时效,同时工艺简单(3)退火处理硬铝退火一般分为完全退火和不完全退火两种。完全退火可以充分消除内应力,获得最大的成形能力。完全退火工艺:加热温度390~450℃;保温时间10~60min。不完全退火只是部分消除冷作硬化,以便进行变形量较小的工序。不完全退火工艺:加热温度380~420℃,保温时间2~4h。(4)回归处理经自然时效的硬铝可以在200~250℃加热几分钟,然后迅速冷却,使合金的硬度和强度恢复到接近淬火态的水平,如图12-10所示。经过回归处理的合金室温下放置一定时间,硬度、强度又重新上升,其水平与直接自然时效后的效果相近。3.超硬铝超硬铝是在Al-Zn-Mg的基础上发展起来的Al-Mg-Zn-Cu系合金,含有少量的铬和锰。合金元素的加入,显著提高了硬铝的力学性能,抗拉强度高达600~700MPa,同时解决了锌镁铝合金存在的应力腐蚀问题。超硬铝的相组成：α+MgZn2+T(Mg3Zn3Al2)+(CuMgAl2),其中MgZn2为主要强化相。超硬铝的热处理：通常为固溶+时效。超硬铝特性：热塑性好,易加工成形,但缺口敏感性大,疲劳极限低,耐蚀性差,高温下软化快。(1)

淬火处理

淬火温度一般460~500℃,淬火温度范围相对较宽,过热、过烧敏感性较弱,但性能对冷却速度敏感。转移时间应控制在15s内,临界冷却速度应大于450℃/s。为了减小表面包铝层的污染,一般规定淬火温度为(470±5)℃。(2)时效处理超硬铝的人工时效有单级人工时效和分级人工时效两种。单级人工时效热处理工艺:120℃时效24h,此时沉淀相结构以G.P区为主,有少量的η′相,合金处于最大时效硬化状态。分级人工时效热处理工艺:第Ⅰ级时效(120℃时效3h)+第Ⅱ级人工时效(160℃时效3h),此时强化相以η′相为主。第Ⅰ级时效相当于形核处理,形成G.P区,第Ⅱ级时效提高了时效温度,以G.P区为核心,形成均匀分布的η′相,使合金具有较高的抗疲劳性能和抗蚀能力。人工时效：4.锻造铝合金锻造铝有Al-Mg-Si、Al-Mg-Si-Cu、Al-Cu-Mg-Fe-Ni等合金系,具有优良的热塑性,主要用于生产锻件,故称锻造铝,常用牌号有6A02、2A50、2B50、2A14。该类合金所含合金元素种类多但含量少,具有良好的热塑性和锻造性,可热处理强化。锻造铝可以进行自然时效和人工时效。自然时效速度较慢,需延续到10天左右,且强化效果不及人工时效,因此锻造铝一般在人工时效状态下工作。(1)淬火处理(2)时效处理锻造铝的时效温度和时效时间控制严格。时效过程中有强度峰值出现,超过峰值时效温度后,加热温度越高,其峰值越低,出现峰值所需时间越短。时效时,合金的塑性随强度升高而明显降低。加热温度过低,时间又短,则达不到强度峰值,此现象称欠时效。如果温度过高或时间过长,强度下降,此现象称过时效。人工时效应在淬火后立刻进行,任何情况下都不得超过6h,以保证获得最大的强度。(3)退火处理常用锻造铝如6A02、2A50、2B50和2A14的退火温度通常为380~420℃,保温时间取决于合金要求的硬化程度及其尺寸的大小,空气中冷却。例如,2A50:有良好的热压力加工性能,可以锻造形状复杂,大型的铝合金零件。工艺过程为:470~475℃锻造→再结晶退火(350~400℃)→淬火(505~525℃);人工时效,(150~165℃)、6~15h、空冷。5.铝锂合金铝锂合金：

合金元素：Mg、Cu、Mn、Zn等特点：密度低、比强度高和弹性模量大。常见铝锂合金：5A90、2A97等。热处理工艺：淬火+时效。1）铝锂合金5A90：淬火温度450~460℃,时效温度115~125℃,时效时间7~12h,主要强化相为δ′(Al3Li)相、β′(Al3Zr)相和T(Al2MgLi)相

2）铝锂合金2A97：淬火温度为520℃,时效温度165~200℃。主要强化相为δ′(Al3Li)相、θ′(Al2Cu)、β′(Al3Zr)相和T1(Al2CuLi)相。12.2.2铸造铝合金的热处理铸造铝合金含有共晶成分,流动性好,易于直接铸造成型,故称之为铸造铝合金。此外,铸造铝合金还具有良好的耐蚀性能和切削加工性能,熔炼工艺和设备也相对简单;铸件的加工余量可以很小。因此,铸造铝合金在工业中的应用非常广泛。

常用铸造铝合金的牌号、成分、热处理及力学性能见表12-6。铸造铝合金热处理的目的是消除内应力,均匀成分和组织,消除铸造缺陷,提高和稳定合金性能;稳定高温下的组织和性能;改善铸件的切削加工性能。1.Al-Si系合金1)Al-Si二元合金ZAlSi12(曾用牌号ZL102)简称硅铝明。硅含量为wSi=10%~13%,成分在共晶点附近,平衡组织为α+共晶Si,如图12-11所示。

ZAlSi12的热处理强化效果不明显,固溶+时效仅能使其强度提升10%~20%,原因是硅的聚集和沉淀速度快,淬火过程中甚至会发生固溶体分解,析出硅质点,而不形成与基体共格或半共格的过渡相。生产中一般进行退火处理,其退火工艺为:300℃±10℃,保温2~4h,空冷或随炉冷却2)Al-Si-Mg合金2)Al-Si-Mg合金ZAlSi7Mg(曾用牌号ZL101)和ZAlSi9Mg(曾用牌号ZL104)在Al-Si基础上添加了Mg,制成特殊硅铝明。ZAlSi7Mg和ZAlSi9Mg合金一般在淬火+人工时效状态下工作。3)Al-Si-Mg-Cu2.Al-Cu系合金Al-Cu系：ZAlCu5Mn(

ZL201)、ZAlCu5MnA(

ZL201A)

等

ZAlCu5Mn：淬火一般采用分级加热,即530℃±5℃保温5~9h,再升温到535~543℃保温5~9h,然后在60~100℃的水中冷却。塑性要求高：固溶热处理+自然时效；屈服强度要求高：淬火+不完全人工时效,即175℃保温3~5h,空冷。薄壁件：一次加热淬火,即545℃保温10~15h,水淬。ZAlCu5MnA:分级加热淬火,即530℃±5℃保温7~9h,再升温到545℃保温7~9h,在60~100℃的水中冷却,在160℃时效6~9h。ZAlCu4：淬火+自然时效或不完全人工时效,淬火加热温度515℃±5℃,保温10~15h,80~100℃水中冷却;人工时效150℃

(2~4)h。3.Al-Mg系合金Al-Mg系合金常见的有ZAlMg10(

ZL301)、ZAlMg5Si(ZL303)等。Al-Mg系特性：耐蚀性好,强度、韧性好;切削加工性能好,表面粗糙度值低。但热强度较低(工作温度在200℃以下),铸造性能差,易氧化和形成热裂纹。Al-Mg：淬火,不进行人工时效。自然时效过程中会析出Mg5Al8相,沿晶界分布,对合金的耐蚀性和塑性不利。ZAlMg10:

淬火加热温度为430℃±5℃,保温12~20h,然后40~50℃油淬,或80~100℃水淬。对枝晶偏析严重,引起较大脆性的铸件,可通过淬火前435℃×13h的扩散退火予以消除。ZAlMg5Si:

淬火加热温度为425℃±5℃,保温15~20h,然后油淬,或100℃水淬。4.Al-Zn系合金Al-Zn系合金铸造性能最好,铸态下具有时效硬化的能力,故称自强化合金。特性：加工性、焊接性、尺寸稳定性也很好,不足是耐蚀性差。主要用于形状复杂铸件。常用Al-Zn系：

ZAlZn11Si7(

ZL401)、ZAlZn6Mg(ZL402)等

Al-Zn系合金的热处理：淬火+时效。ZAlZn6Mg:175℃人工时效5~10h,或在250~300℃下保温1~3h退火。通过热处理可以消除内应力,稳定尺寸,提高强度。12.3钛合金的热处理钛合金：三大相区:α、β、α+β。AB、ACα分别为α、β相的溶解度曲线。可在纯钛中添加合金元素形成钛合金。纯钛具有同素异构转变：

882.5℃发生α-Ti向β-Ti转变,结构由密排六方结构转变为体心立方结构。分类：按其组织分为α钛合金(TA5~TA36)、β钛合金(TB2~TB17)和(α+β)钛合金(TC1~TC32)三大类。

TA1~TA4为工业纯钛。钛合金的热处理原理主要是β相转变,除了会发生同素异构转变(β→α)外,还有马氏体M相变、ω相变等。钛合金热处理工艺：有退火、淬火和时效。12.3.1钛合金相变的特点12.3.2β相的慢冷转变β相的慢冷转变可由钛合金相图获得,转变产物取决于成分。1）纯钛β-Ti慢冷至882.5℃时发生同素异构转变,变成α-Ti,结构由体心立方转变为密排六方。2）当β相稳定元素含量小于Cα时,如成分Ⅰ,β相缓冷至1点时析出α相,2点时β相消失,全部转变为α,室温时为单相α。显然,仅含单一α相稳定元素或中性元素的α钛合金不能热处理强化。3）当合金成分为Cα~Cβ时,如成分Ⅱ,β相缓慢冷却至1点时析出α相,降温过程中α、β相的成分分别沿其溶解度曲线ACα、ACβ变化,室温时为稳定的α+β双相组织。4）成分Ⅲ的室温组织也为α+β。5）当成分大于Cβ点时,如成分Ⅳ或成分Ⅴ的合金,β相降温时无α相析出,室温组织均为β相。12.3.3β相的快冷转变β相自高温快速冷却时,根据合金成分的不同,可转变为马氏体α′(α″)、ω相、过冷β

。注意这些相均为亚稳相,一定条件下会发生转变,形成稳定相。1.马氏体相变ACk(Ms)-马氏体转变的开始温度线AC′k(Mf)-马氏体转变的终止温度线Ck-室温时Ms对应的浓度C′k-室温时Mf

对应的浓度Tk-Ck对应的转变温度T′k-C′k对应的转变温度

纯钛自882.5℃以上温度,或将合金元素含量低于临界浓度Ck的钛合金自β相区快冷时会出现马氏体相变。注意：与钢中马氏体相变类似,β相快冷时来不及通过扩散转变为平衡的α相,而是发生切变相变,形成α过饱和的固溶体,即马氏体。1.马氏体相变1）当合金元素含量较低,晶格畸变相对较小时,β相快冷至室温均能转变成马氏体,即合金元素在α-Ti中的过饱和置换固溶体,此时马氏体结构为密排六方结构,表示为α′,

光学显微镜下为块状,而在电子显微镜下呈板条状。2）当合金元素含量较高时,晶格畸变加大,马氏体结构为斜六方晶格,表示为

α″,呈针状,且随着合金元素含量进一步增加时,针状组织更细。3）当合金元素含量C>Ck时,马氏体转变

所需过冷度同步提高,Ms降低至室温以下,室温时仍有部分β相没有转变为马氏体,该部分的β相称过冷β相或亚稳β相。4）当合金元素超过Ck很多,甚至超过Cβ点时,此时无论快冷还是慢冷,β相均不会发生马氏体相变。几点说明：1)块状马氏体的亚结构为位错,而针状马氏体的亚结构为孪晶。2)二元钛合金中,仅当钛的原子半径与合金元素的原子半径之比小于1.07时,才可能形成斜六方马氏体α″。3)过冷β相在应力作用下同样可形成马氏体,均为斜六方马氏体α″。4)钛合金的马氏体强化作用有限。碳钢中的马氏体为过饱和的间隙固溶体,而钛合金中的马氏体则为过饱和置换固溶体,晶格畸变程度相对较低。5）α′的硬度略高于α,强化作用较小。当合金中出现α″时,其强度、硬度,特别是屈服强度甚至还会明显下降。2.ω相变

临界浓度Ck附近的合金,从高温快冷时,可无扩散转变为一种新相ω,具有六特异的方晶格,a=0.4667nm,c=0.2812nm,c/a=0.613。与母相存在位相关系:(0001)ω//(111)β;[2110]ω//[110]β

与马氏体转变的异同点相似之处：1）转变速度快,即使很高的冷却速度也不能阻止其转变;2）成分与母相相同,为非扩散型转变;3）转变具有可逆性,保持界面共格等。不同之处：1）形核率高、2）形核容易,3）长大困难、4）尺寸细小弥散,5）表面无浮凸现象。等温ω相或时效ω相：ω相不仅可由Ck附近的β相快速冷却时形成,还可通过亚稳相β在550℃下等温转变为ω相,该ω相称为等温ω相或时效ω相。等温ω相形核仍以切变方式进行,但随后的长大却靠原子的扩散,这点不同于快冷ω相。等温ω相一般具有椭圆形和立方体形两种形态。ω相硬而脆,硬度约为500HBW,A=0,位错不能在其中移动。合金中出现ω相时,其强度、硬度和弹性模量显著提升,但塑性急剧下降。ω相对合金力学性能的影响程度取决于其含量。当ω相体积分数超过80%时,合金无宏观塑性。当ω相体积分数为50%左右时,合金具有较好的综合力学性能。12.3.4钛合金的亚稳相图加热至β相区快冷至室温时,可以获得七种组织:C0~C1-α′C1~C′k-α″C′k~C2-α″+βmC2~Ck-α″+β(ω)Ck~C3-β(ω)C3~Cβ-βm

>Cβ-β稳定12.3.4钛合金的亚稳相图如果加热至α+β相区快冷,室温下快冷组织分别为C0~C1-α+α′C1~C′k-α+α″C′k~C2-α″+βmC2~Ck-α+α″+β(ω)Ck~C3-α+β(ω)C3~Cβ-α+βm

>Cβ-β稳定12.3.5β相的共析转变Ti能与Mn、Fe、Cr、Co、Ni、Cu、Au、Ag、Si等元素组成共析型相图,在一定温度和成分条件下发生共析反应,产生共析体,即:β→(α+TixMy)共析体

共析体中的金属间化合物TixMy硬而脆,钛合金长时间在高温下工作后也会析出TixMy,导致合金脆化,热稳定性下降。Mn、Cr、Fe元素因稳定β能力强,热处理强化效果显著而多用于高强钛合金,但不宜添加在耐热钛合金中。12.3.6β相的等温转变1）分为高温和低温两部分。2）高温部分如T1,等温时β相直接析出α相,至右成分C时析出完毕,形成α+β双相体随着温度降低,β相的成分向Ck方向移动,移至Ck附近时,β相不能直接析出α相,而是会析出过渡相ω,随着等温时间延长,再转变为α相。3）转变温度越低,分解产物越细,α相越弥散,合金强度和硬度越高。4）等温转变曲线的影响因素：主要有合金成分、Ti纯度、固溶温度和应力状态等。12.3.7钛合金的退火退火是钛合金应用最多的热处理工艺。目的：是消除内应力,均匀组织,提高材料的塑性,使其具有一定的力学性能。退火分类：1）去应力退火、2）普通退火3）再结晶退火4）等温退火5）双重退火6）真空退火(去氢退火)。12.3.8钛合金的淬火钛合金的淬火：即为加热至高温β相区或(α+β)双相区,保温一段时间后快速冷却至室温的热处理。淬火的目的：强化合金。淬火的加热温度：一般在(α+β)双相区,如果升至单相β区,β晶粒易粗化。淬火时β相发生马氏体转变和ω相转变。淬火产物不仅与合金元素含量有关,还与淬火温度有关。淬火组织取决于合金元素含量和加热温度1）合金元素含量2）加热温度12.3.9钛合金的时效钛合金的时效是将淬火产生的亚稳相α′、α″、ω、βm在一定温度下分解形成稳相的过程。四种亚稳相加热时会发生分解,分解过程比较复杂,同一种亚稳相因成分和时效制度的不同分解过程也不同,但最终的结果却相同,均为α+β双相体,如果合金中有共析反应,则最终结果为α+TixMy,如图

所示。1.密排六方α′的分解1.密排六方α′的分解2.斜六方α″的分解3.ω相的分解4.βm相的分解钛合金的热处理强化效果取决于合金元素含量和热处理工艺。(1)退火钛合金的退火组织可以看成是平衡组织,合金强度随着合金元素的增加而呈线性提高。(2)淬火钛合金淬火加热均在(α+β)相区,淬火组织随着合金元素浓度的增加,依次为:α+α′、α+α″、α+α″+βm、α+α″+β(ω)、α+β(ω)及α+βm。当合金元素浓度较低(C<C1)时,淬火组织为α′马氏体,强化有限;当C>C1时,α″马氏体产生,强度进一步提高；

当C=C′k时,强化作用最大;当合金元素浓度进一步增加,当C>C′k时,β稳定性提高,α″相减少,强度下降,特别是C>C2时,出现ω相,对强化非常不利,合金强度下降明显,C=Ck时,降至最小值。当C>Ck时,ω相逐渐减少,强度回升。(3)时效时效强化主要靠亚稳相βm的分解。随着合金元素(β稳定元素)浓度的增加,亚稳相βm越多,时效强化效果越大,在含量增至Ck时,βm增至100%,合金时效强化效果最大。含量>Ck时,β更加稳定,时效析出的α量减少,强化效果下降。应用案例TC18钛合金可通过控制(α+β)两相区固溶温度来控制合金中初生相(αp)的体积分数、控制时效温度,调控次生相(αs)的占比及尺寸,影响合金强度。结果表明:500℃时效时,随着固溶温度的升高(710~860℃),初生相(αp)体积分数降低约为45.03%,合金强度提高273.66MPa,塑性降低了9.39%;550℃时效时,随着固溶温度的升高(710~860℃),初生相(αp)体积分数降低约为58.78%,合金强度提高367.72MPa,塑性降低9.89%。12.3.10钛合金的形变热处理(1)高温形变热处理高温形变热处理包括(α+β)相区和β相区的热变形(高于再结晶温度)、淬火和时效,如图12-19a所示。淬火前的强烈变形过程中会发生再结晶,保留部分热变形组织和细微结构,经淬火和时效后的力学性能优于常规的淬火和时效。随着变形程度的增加,形变热处理强化效果增加,当变形程度增至某一范围时,出现最大值,这是由于产生分解的β相缺陷密度增大导致的。随后由于在变形过程中再结晶的发展,使高温形变热处理的强化效果下降。(2)低温形变热处理低温形变热处理包括淬火、冷变形或温变形(低于再结晶温度)和时效,如图12-19b所示。变形过程要求β相固溶体不发生相变,具有足够的稳定性。低温形变热处理的强度高于高温形变热处理,但塑性低于高温形变热处理。注意:低温形变热处理的形变是在淬火后进行,且形变强化的效果可在加热到再结晶温度以上消失,因此该热处理工艺可用于高强度热强化的非热强合金,对于热强合金,最好采用高温形变热处理,以保证钛合金具有高的热稳定性。(3)预形变热处理预形变热处理包括热变形、在无再结晶组织的速度下冷却、在无再结晶组织的温度下淬火、时效,如图12-19c所示。预形变热处理与高温形变热处理的区别在于热变形过程与淬火的加热分开进行。(4)复合形变热处理复合形变热处理是将高温形变热处理与低温形变热处理相结合形成的,如图12-19d所示。应用案例形变热处理可显著改善钛合金的组织和力学性能。如锻造变形能细化TC9钛合金的β晶粒尺寸,弱化或抑制α微织构的形成,并消除连续的晶界α相;随着锻造变形量从67%增加至92%,原始β晶粒和α微织构平均尺寸分别从420μm和80μm降低至280μm和20μm;随固溶温度的升高,板条α相球化成短棒状、等轴α相,随后转变为β相,α相含量和尺寸逐渐减小,β相则表现出相反趋势;随时效温度的升高,板条α相球化的同时β基体上析出针状次生α相。固溶时效处理后,由于板条α相再结晶及β基体上纳米级次生α相弥散析出,合金的屈服强度得到显著提升。12.3.11钛合金热处理的特点1)马氏体相变不会引起合金的显著强化,其强化主要依赖于淬火时形成的亚稳相,包括马氏体相的时效分解。2)应避免形成ω相,ω相会使合金变脆,应采取较高温度下时效,使ω相分解为(α+β)相。3)同素异构转变难以细化晶粒。4)导热性差,淬透性差,淬火热应力大,零件易翘曲变形,还会使局部温度过高,甚至超过β相变点,形成魏氏组织。5)化学性质活泼,易氧化,吸氢脆化。6)β相变点的差异大,即使同一成分,不同冶炼炉次的钛合金,β相变点的差异有时也很大。7)在β相区上的β晶粒易粗化,长大倾向大,应慎在β相区热处理,一般在(α+β)相区进行。钛合金热处理与钢和铝热处理的不同点1)钢和钛合金均可获得马氏体,但钢中的马氏体强度高,强化效果大,回火可使钢软化;而钛合金的马氏体强度低,强化效果小,回火可使合金弥散强化。2)钢仅有一种马氏体强化机理。而同一成分的(α+β)钛合金有两种强化机理,即高温淬火,β相中所含β稳定元素小于临界浓度Ck时,淬火转化为马氏体,时效时马氏体分解产生弥散相使合金强化。低温淬火,β相中所含β稳定元素大于Ck,则淬火得到过冷βm相,时效时βm相分解成弥散相使合金强化。3)钛合金的固溶热处理和时效处理与铝合金相似。12.4铜合金热处理根据合金元素的种类,可将铜合金分类：

黄铜、青铜和白铜三大类。铜合金热处理方法分类：

扩散退火、

去应力退火、

再结晶退火、

固溶时效处理,其中扩散退火可使铸锭、铸件的化学成分均匀。12.4.1黄铜热处理(1)去应力退火目的：消除内应力和开裂。退火温度：一般为230~300℃。成分复杂的黄铜约为300~350℃退火保温时间：(1~3)h冷却方式：空冷。(2)再结晶退火

目的：消除加工硬化,恢复塑性及获得细晶粒组织。再结晶退火温度：一般为600~700℃

冷却方式：一般为空冷甚至也可水冷。12.4.2青铜热处理锡青铜不能热处理强化,但可扩散退火、再结晶退火和去应力退火。(1)扩散退火目的：消除成分和组织的不稳定性

工艺：700℃加热、保温和缓冷。(2)再结晶退火

目的：消除加工应力,细化晶粒和提高塑性

工艺：450~650℃加热、保温、缓慢冷却

(3)去应力退火

目的：消除内应力,提高弹性稳定性和弹性极限

工艺：150~275℃加热、保温、缓慢冷却12.4.3白铜的热处理普通白铜为铜镍合金,铜和镍能无限互溶,形成无限置换固溶体,如图12-22所示。因此工业上使用的白铜组织均为单相固溶体,塑性好,易冷热加工成形,但不能热处理强化,主要的热处理方式为再结晶退火和去应力退火。12.5镁合金热处理镁合金是在纯镁中加入Al、Zn、Mn、Zr及稀土等合金元素制成的。镁自身较脆,合金化的目的是利用某些合金元素可在镁中产生较大并随温度显著变化的固溶度,时效时还可以析出有效的强化相,从而提高镁合金的力学性能及耐蚀性和加工工艺性能。镁合金主要三种体系:①Mg-Al-Zn系,如AZ40、MAZ41、MZM5;②Mg-Zn-Zr系,如ZM1、ZK61M;③Mg-Re-Zr或Mg-Re-Mn系,如ZM3、ME20M等。镁合金的热处理类型与铝合金、铜合金、钛合金相同,主要有退火处理、固溶热处理、时效处理、固溶热处理+时效处理等。12.5.1主要二元镁合金的相变过程镁合金三种体系中的主要合金元素为Al、Zn、Zr、Mn等,其中Al、Zn均与Mg构成共晶相图,分别如图12-23和图12-24所示。镁与Zr和Nd的相图如图12-25和12-26所示。Mg-Al系合金Mg-Zn系合金Mg-Zn系合金二元相图较为复杂,部分相变尚未确定。343℃发生共晶反应产生Mg7Zn3,即:L→Mg7Zn3(12-20)330℃时Mg7Zn3发生共析反应,即:Mg7Zn3→α+MgZn(12-21)MgZn化合物具有六方晶格,a=0.533nm,c=1.716nm。熔点349℃。共晶温度下,Zn在Mg中的溶解度为8.4%,330℃时为6.0%,250℃时为3.3%,200℃时为2.0%,150℃时为1.7%,室温下小于1.0%。Mg-Zn系合金的时效过程较为复杂,存在预沉淀阶段。110℃以下,观察到G.P区→β′→β(MgZn)。110℃不形成G.P区,而是α→β′→β(MgZn)。β′为亚稳过渡相,尺寸很小,呈片状,并与基面平行。Mg-Zn系合金的强化相MgZn对合金性能的影响与Mg17Al12对Mg-Al系的影响相似,但MgZn的强化效果更大些。Mg-Zr系合金Mg-Zr系合金中,Zr在Mg中的极限溶解度为3.8%,如图12-25所示。Zr是高熔点金属,与Mg有相同的晶体结构,合金凝固时会结晶出α-Zr,可作为非自发形核的核心,细化晶粒。加入0.5%~0.8%Zr时,细化效果最好。Zr可减少镁合金的热裂倾向和提高耐蚀性,降低应力腐蚀敏感性。Mg-RE系合金RE与Mg构成结构类似的共晶系和相近的相组成。例如,Mg-Nd系合金,552℃发生共晶反应,即:L→α+Mg9Nd(12-22)式中,Mg9Nd具有极为复杂的晶体结构,Nd的溶解度随温度的变化而变化,在共晶点时最大溶解度为3.2%,而降至室温时仅为0.08%。而稀土元素Ce、La、Pr的最大溶