鋁合金的時效工藝解析

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1、一、時效方法???鋁合金和鋼鐵不同，淬火以后的變形鋁合金不能立即強(qiáng)化。它得到的是一種過飽和固溶體組織。這種過飽和固溶體不穩(wěn)定，它有自發(fā)分解的趨勢。在一定的溫度下，保持一定的時間，過飽和固溶體發(fā)生分解(稱為脫溶)，引起鋁合金強(qiáng)度和硬度大幅度提高，這種熱處理過程稱之為時效。???在室溫下自然停放一定的時間，鋁合金強(qiáng)度及硬度提高的方法稱為自然時效。入為的將鋁合金制品在高于室溫下的某一溫度，保溫一定的時間，以提高鋁合金強(qiáng)度及硬度的方法稱入工時效。???對于Al-Mg-Si系的6063合金而言，自然時效進(jìn)行得非常緩慢，在室溫下停留半個月，甚至更長的時間，也

2、達(dá)不到最佳的強(qiáng)化效果，比入工時效的強(qiáng)化效果要差30%～50%，所以一般都采用入工時效。含有主要強(qiáng)化相Mg2Si、MgZn和Al2Mg3Zn3的合金、都只有進(jìn)行入工時效才能獲得最高的強(qiáng)度。???含有主要強(qiáng)化相CuAl2和S(A12CuMg)等相的合金，采用自然時效和入工時效兩種方法都可以。如2A11和2A12合金采用自然時效和入工時效都可以獲得最佳強(qiáng)化效果。究竟采用哪種時效方法，這需要根據(jù)合金的本性和用途來決定。一般在高溫下工作的變形鋁合金多采用入工時效，而在室溫下工作的變形鋁合金宜采用自然時效。二、時效強(qiáng)化機(jī)理???鋁合金的時效強(qiáng)化理論，有很多種

3、說法。如彌散硬化理論、滑移干擾理論、溶質(zhì)原子富集成強(qiáng)化或硬化區(qū)理論等。目前普遍認(rèn)為時效強(qiáng)化或硬化是原子富集形成強(qiáng)化區(qū)的結(jié)果。經(jīng)科學(xué)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，用X射線方法對鋁合金過飽和固溶體分解動力學(xué)研究和通過電子顯微鏡對薄膜透射觀察，看到中間過渡析出階段(硬化區(qū))的數(shù)量、大小、形狀和分布特點(diǎn)，描繪了硬化區(qū)的形象，揭示了鋁合金時效硬化現(xiàn)象的實(shí)質(zhì)。但時效硬化是一個非常復(fù)雜的問題，與合金的成分、時效工藝、生產(chǎn)過程中的加工狀態(tài)都有關(guān)系，目前對時效的認(rèn)識還不十分徹底。下面僅介紹硬化區(qū)理論。???鋁合金在淬火加熱、快速冷卻時，形成過飽和固液體。過飽和固溶體有從不穩(wěn)定狀態(tài)向穩(wěn)

4、定平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢。而在過飽和固溶體快速冷卻過程中，合金中的大量空位也被“固定”在晶體中，這些空位的存在加速了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，促使溶質(zhì)原子的富集。這些溶質(zhì)原子富集區(qū)，開始形成時是無序的，這種無序的富集區(qū)稱GPⅠ分區(qū)。隨著溫度的升高和時間的延長，這些富集起來的溶質(zhì)原子，逐漸有次序的排列起來，這種有序的富集區(qū)稱之GPⅡ區(qū)。???GP區(qū)的大小、數(shù)量決定于淬火溫度和冷卻速度。淬火加熱溫度越高，空位濃度越大，GP區(qū)的數(shù)量增加，GP區(qū)的尺寸減小。冷卻速度越大，固溶體內(nèi)的固定的空位越多，有利于增加GP區(qū)的數(shù)量，減小GP區(qū)的尺寸。當(dāng)時效溫度繼續(xù)升高，或時間

5、延長時，那些大于臨界尺寸的GPⅡ區(qū)發(fā)生長大，形成過渡相θ′(或β′)，θ′相的化學(xué)成分與穩(wěn)定相θ(CuAl2)相同，與母體保持有共格關(guān)系，有效阻礙了金屬晶體的變形，因而大大提高了金屬的強(qiáng)度。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高或時間進(jìn)一步延長時，過渡相θ′(或β′)變成了θ(CuAl2)相，這時的θ相完全脫離了母相，并有自己獨(dú)立的晶格。這時合金的強(qiáng)度已超過最大值，開始下降，稱為過時效?？傊辖鸬臅r效過程是過飽和固溶體的分解脫溶過程，具有一定的順序：先形成GPⅠ區(qū)，GP區(qū)的有序化形成GPⅡ區(qū)，形成過渡相θ′(或β′)，最后形成平衡相。???脫溶時為什么不直接形成平衡相

6、?這是由于平衡相一般與基體形成新的非共格界面，界面能大，而亞穩(wěn)定的脫溶產(chǎn)物θ′相與基體完全或部分共格，界面能小。相變初期新相的比表面大，因而界面能起決定作用。界面能小的相，形功小，容易形成。所以首先形成形核功最小的過渡相，再演變成平衡穩(wěn)定相。???不同合金系脫溶序列不一定相同。如Al—Cu系合金可能出現(xiàn)兩種過渡相礦θ〞及θ′而大部分合金只存在一種過渡亞穩(wěn)定相，表3—5—5為幾種合金系的脫溶序列。表3—5—5主要鋁合金系的脫溶序列合金系脫溶序列及平衡脫溶相???A1—Cu???A1—Ag???A1—Zn—Mg????Al一MG—Si???A1—Cu

7、—Mg?GP區(qū)(盤狀)→θ″→θ′→θ(CuAl2)?GP區(qū)(球狀)→g′→g(AlAg2)?GP區(qū)(球狀)→h′→h(MgZn2)????????????↘T′→T(A12Mg3Zn3)GP區(qū)(桿狀)→b′→b(MG2Si)GP區(qū)(桿或球狀)→S′→S(Al2CuMg)???圖3—5—6表明Al—Cu合金在130℃時效硬度和結(jié)構(gòu)的變化情況。由圖可知：時效各階段順序并不是截然分開的，而是在前一階段尚未結(jié)束時，后一階段則已經(jīng)開始。同時也可以看出時效硬化的主要結(jié)構(gòu)是GPⅠ區(qū)和GPⅡ區(qū)，時效硬度最高峰在GPⅡ區(qū)末期和過濾相θ′的初期。當(dāng)大量出現(xiàn)平衡相θ

8、時，軟化明顯，說明過時效發(fā)生。圖3—5—6A1—Cu合金在130℃時效硬度及結(jié)構(gòu)變化圖三、6063合金的入工時效工藝???6063合金的