铝合金热处理技术

1铝合金热处理技术2第一节铝的特性3铝及铝合金的特性铝，面心立方结构，无同素异构转变，密度2.72g/cm3熔点低：随Al纯度提高而升高；99.996%的Al熔点为660.37℃；密度小：约为Fe的1/3,比刚度高；可制造轻结构件；可强化，塑性好：纯Al强度低，可通过加工硬化、合金化、热处理提高强度抗腐蚀：表面易于生成致密牢固的Al203薄膜，抗腐蚀性好；导热、导电性好：仅次于Ag、Cu、Au；缺点：力学性能不足，不适合大载荷构件4铝的力学性能5第二节铝合金的经典固溶时效理论Al-4Cu合金组织性能的一般变化6将Al-4Cu加热到固溶度曲线以上，并迅速淬入干冰，形成过饱和固溶体，其抗拉强度增至200MPa左右。若长期在干冰内保存，机械性能没有明显变化。但若从干冰中取出于室温下放置，则两小时后，开始出现硬化现象，硬度和强度升高，并随时间延长而加剧，八天后达到最大值，以后不再变化。如果将同一合金置于稍高的温度环境内，比如50℃，经两天后硬度即达到最大值。7固溶：将铝合金从固态下的高温状态以过冷或过饱和形式固定到室温。结构不发生变化，称为固溶处理时效：淬火后的过饱和固溶体具有较高能量状态的亚稳定相，经加热到一定温度或在室温下保持一段时间，通过过饱和固溶体的脱溶分解，向低能状态转化性能：强度、硬度提高脱溶2.1固溶处理及时效概念时效的实质----从过饱和固溶体中析出第二相(沉淀相)或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程。82.1固溶处理及时效概念条件：溶解度随温度下降而降低固溶处理组织C2成分：加热到T1温度，β相完全溶解，为单相α相；快冷保留高温时的α相至室温，形成过饱和α固溶体，亚稳定；C0成分：加热到T1，形成成分为cα的α相+β相组织；快冷至室温形成过饱和α固溶体+过剩β相，亚稳定；cα性能变化：1.固溶强化，强度提高，塑性降低或变化不大；2.无多型性转变合金固溶处理后明显降低塑性的现象很少；3.对于铸造合金而言，提高强度和塑性.固溶处理速冷人工时效自然时效Ttαβα＋βABα过饱和α饱和α＋析出相过饱和α固溶体析出固溶处理饱和α固溶体＋析出相（固溶淬火）溶质偏聚区亚稳过渡相稳定第二相2.1固溶处理及时效概念10除硅以外，铝合金的合金元素属于置换式溶质，对面心立方铝基体产生球对称畸变，固溶强化效果有限。锌、银固溶度高，但固溶强化效果不好，主要因为原子半径类似。硅置换式溶质空位溶质和空位的双重过饱和固溶体2.1固溶处理及时效概念固溶处理产物——过饱和固溶体11溶质与空位存在结合力，使空位能稳定处于固溶体中，时效时溶质可通过空位机制扩散，簇聚和形成沉淀相。Ni3Al的（111）密排面上回旋反位桥机制原子迁移过程示意图Ni3Al中可能存在的两种六步循环跃迁机制--弯曲110循环2.1固溶处理及时效概念过饱和固溶体分解的空位扩散机制12固溶温度愈高，空位浓度愈大，时效时溶质扩散愈快。点缺陷的平衡浓度——ArrheniusequationkTEevAeNncNe—平衡空位数N—原子总数Ev—每增加一个空位的能量变化k—玻尔兹曼常数T—绝对温度A由振动熵决定的系数，取1~10，通常取1。T↑--C↑2.1固溶处理及时效概念过饱和固溶体分解的空位扩散机制——空位浓度13铝合金典型的沉淀过程的晶体结构变化包括四个阶段，G.P区、共格过渡相(θ’’)、半共格过渡相(θ’)、最终形成稳定相(θ)。脱溶序列双重过饱和固溶体稳定相2.2脱溶过程和沉淀相结构成分，结构，性能？？？14(a)溶质簇聚G.P区(G：Guinier，P：Preston)首先，在某晶面上出现溶质簇聚，称之为G.P区。G.P区没有独立的晶体结构,与基体共格;过饱和固溶体分解初期形成，形核功小、速度快，一般在母相中均匀形核，许多铝合金可在室温生成G.P区;热力学上是亚稳定的。硬度上升。(001)α(010)α与母相共格，固弹性畸变能大、界面能小G.P区特征铝合金中的G.P.区高分辨透射照片G.P区由A.Guinier和G.D.Preston在1938年用X射线结构分析方法各自独立发现自然时效态的Al-Cu合金合金单晶中基体{100}面上聚集的铜原子。后来人们把其他合金中的偏聚区也称为G.P.区。G.P区的形核是均匀的，其强烈依赖于淬火所保留的空位浓度。固溶化温度越高，冷却速度越快，则淬火后固溶体保留空位越多，有利于增加G.P.的数量并使其尺寸减小。(a)溶质簇聚G.P区16(a)溶质簇聚G.P区dCu=87%×dAldld0，Cu原子层附近的Al原子层以Cu原子层为中心向内收缩。形成以Cu为中心的应变场。应变能提高合金强度、硬度；塑造G.P区形貌。G.P区晶格畸变17(a)溶质簇聚G.P区尺寸与温度相关温度→直径大小25℃5nm100℃15~20nm200℃80nmG.P区形貌与尺寸形貌：析出物体积一定，弹性应变能按球状→针状→圆盘状减小G.P区与基体共格，因此，界面能小、应变能大；合金元素与基体Al原子半径差别越大，应变能越大；因此，G.P区的形貌与合金元素和Al原子半径差有关18均匀形核：G.P.区数目比位错数目大的多，因此G.P.区的形核主要依靠浓度起伏的均匀形核，而不是依靠位错的不均匀形核。形核速率受原子扩散速率影响。(a)溶质簇聚G.P区G.P区形核机制19(b)共格过渡相共格过渡相，θ´´、δ´´等共格界面共格过渡相特点有确定的晶体结构和成分，与平衡相稍有不同；与基体完全共格，且结构与基体有所差别，共格弹性应变能大；由G.P转变为过渡相或直接在位错缺陷处独立形核长大；尺寸大于G.P区;Al-Cu合金中，一般以G.P.区为基础，沿其直径或厚度（为主）方向长大形成过渡相。以平衡相符号在上方加两撇表示，如θ´´、δ´´等过渡相的点阵类型与基体可能相同也可能不同，往往与基体共格或部分共格，且具有一定的结晶学位向关系。往往在位错，小角度晶界，及空位团处不均匀形核，也可能在G.P.区中形核。Al-Cu-Mg系合金欠时效态中S’’相高分辨照片(b)共格过渡相21(b)共格过渡相共格过渡相结构与成分结构与成分：正方点阵，a=b=4.04Å与Al相同，c=7.8Å;成分接近CuAl2尺寸：薄片状，厚度约为0.8~2nm，直径约为14~15nm形貌：受界面能和应变能综合影响，不同合金中的共格有序相的形状各异;性能：伴有硬度、强度的较大幅度提高。CuAl22(b)共格过渡相共格过渡相晶格畸变由于a=b=4.04Å与Al相同，在这两个方向完全匹配；c=7.8Å与8.08Å较为接近，也完全共格；但由于晶格差异，以及θ´´的尺寸较大，在θ´´周围导致更大的弹性应变。弹性应变能会大幅度提升合金的强度、硬度23(c)半共格过渡相半共格过渡相特点以平衡相右上方的一撇表示，如：θ´、S´、η´、δ´等。结构：正方点阵，点阵常数a=b=4.04Å，c=5.8Å；a/b轴两个方向完全共格；c轴方向不共格；θ´与基体α相满足位向关系:(100)θ´//(100)α;成分与CuAl2相当性能：由于共格破坏，强度，硬度有所下降；24(c)半共格过渡相与共格过渡相相比，其晶体结构更接近平衡相，尺寸更大；与基体的共格关系部分破坏，弹性应变场变弱，强度下降；半共格过渡相晶格畸变25(d)平衡相结构通常以θ、S、η、δ等表示结构：正方点阵，a=b=6.066Å,c=4.874Å，与基体无共格；与基体的位向关系满足：(100)θ//(100)α;成分：θ相为CuAl2；性质：沉淀相与基体脱离共格，强度、硬度显著下降平衡相特点G.P共格4.044.044.044.047.685.86.0666.0664.87相abc与基体关系共格半共格非共格母相α4.044.044.0427（a）G.P区呈圆片状，是沿基体(100)面分布的Cu原子富集区（b）θ’’相，圆盘状，成份接近CuAl2，正方结构，a=b=0.404nm，c=0.78nm与基体一致，与基体共格，且产生一定的弹性畸变（c）θ’’密度高，硬度最大当时效温度更高或时间更长时，θ’’→θ’,θ’，正方结构，a=b=0.404nm，c=0.487nm,与基体非共格，应变场减弱，硬度下降Al-Cu4.5%w合金540℃淬火后(a)130℃16h，(b)130℃24h(c)160℃5h，(d)θ’’相与基体共格应变场示意图abcd28各阶段脱溶产物平衡相在成分与结构方面均处于平衡状态，一般与基体不共格，但亦有一定的结晶学位向关系。由于其与基体的不共格性，其界面能高，形核功也高，往往在晶界处形核。或随时效的进行由过渡相长大转变形成。过渡相平衡相Al-Mg-Si合金中过渡相向平衡相的转变29淬火态，单相固溶体，铜原子在基体中混乱分布时效初期，单相固溶体中形成保持共格界面的GP区时效中期，形成半共格界面的过渡相高温时效，固溶体中析出非共格界面的平衡相2.2脱溶过程和沉淀相结构302.2脱溶过程和沉淀相结构脱溶相的分布普遍脱溶：即在整个固溶体基体中普遍发生脱溶现象，并析出均匀分布的脱溶物。使合金具有较好的机械性能和较高的疲劳强度，并降低合金对应力腐蚀的敏感性。Al-Cu-Mg-Ag合金中的普遍脱溶TEM照片脱溶相的分布局部脱溶：是指在普遍脱溶之前，优先在基体的某些局部地区形成新相核心并长大，使该地区较早出现脱溶相质点。Al-Zn-Mg-Cu合金中的局部脱溶TEM照片晶界处析出无析出带33铝合金的固溶时效过程时效过程固溶过程溶质和空位的双重过饱和固溶体除硅以外，合金元素属于置换式溶质，球对称畸变，固溶强化效果有限。半共格过渡相，θ´、S´等。晶体结构接近平衡相，共格关系部分破坏，弹性应变场变弱，硬度、强度开始下降。脱离共格关系，θ、S等,达到平衡相结构，强度、硬度显著下降。共格过渡相，θ´´、δ´´等，确定的结构和成分，一般在缺陷处形核，高共格应变场。硬度、强度的较大幅度提高晶面上溶质簇聚，G.P区。没有独立的晶体结构，形核功小，均匀形核，硬度、强度提高。34小结2.2脱溶过程和沉淀相结构G.P区θ’’θ’θ尺寸很小5~20nm30nm200nm结构没有独立的晶体结构正方结构，与基体不同正方结构正方结构成分溶剂簇聚区有确定成分有确定成分有确定成分界面关系与基体共格共格半共格非共格能量界面能低低居中高畸变能居中大居中小性能强度↑强度峰值强度较大强度居中35各个合金系脱溶序列不一定相同，不是所有的铝合金沉淀过程都遵循以上四个阶段。有些合金不一定出现G.P区或过渡相；同一系不同成分合金，在同一温度下时效，可能有不同脱溶序列。过饱和度大的合金更易出现G.P区或过渡相；同成分合金，时效温度不同，脱溶序列也不一样；时效温度高，G.P区或过渡相可能不出现或出现的过渡结构较少；温度低，可能只停留在G.P区或过渡相阶段；沉淀过程虽可分为几个阶段，但往往是相互交叠并竞争的，在一定的温度和时间有一个主要的阶段。2.3脱溶序列①Al-Mg、Al-Zn合金在较高温度时效，不出现G.P区和共格过渡相，直接形成半共格过渡相。②MgZn2的不存在共格过渡相阶段，Mg2Si的过渡相阶段可忽略。③Al-Li合金δ´（Al3Li）首先沉淀出非化学计量比有序相，随后转变为化学计量比有序相Al3Li。36(a)共格界面(b)半共格界面(c)非共格界面弹性应变能：大中小界面能：小中大脱溶不直接沉淀出稳定相：平衡相一般与基体形成新的非共格界面、界面能大；脱溶产物与基体完全或部分共格，界面能小；界面能小的相，形核功小，易形成；且G.P区与基体浓度差较小，易通过扩散形核并长大，所以一般脱溶时先形成G.P.区。2.3脱溶序列2.4影响铝合金中相变的主要因素1.合金成分主要因素：2.淬火加热温度和保温时间3.淬火冷却速度4.时效温度和时间1.合金成分时效后硬度增量与二元合金成分关系随合金元素浓度增高，淬火后固溶体的过饱和浓度更高，随后时效时脱溶质点体积分数更大。C5-应有最大时效效果，但要得到C5浓度的过饱和固溶体需从共晶温度淬火，将导致合金过烧