铝合金热处理技术ppt课件

1、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,6,Al-4Cu合金组织性能的一般变化,将Al-4Cu加热到固溶度曲线以上，并迅速淬

2、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

3、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,8,2.1 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，相完全溶解，为单相相；快冷保留高温时的相至室温，形成过饱和固溶体，亚稳定,C0成分：加热到T1，形成成分为c 的相+ 相组织；快冷至室温形成过饱和固溶体+过剩相，亚稳定,c,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,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

4、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,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Arrhenius equation,Ne 平衡空位数

5、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110，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()、半共格过渡相()、最终形成稳定相(),脱溶序列,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

6、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,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%dAl,dld0，Cu原子层附近的Al原子层以C

7、u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 5nm 100 1520nm 200 80nm,G.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

8、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、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

9、,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=4.04 与Al相同，c=7.8 ;成分接近CuAl2 尺寸：薄片状，厚度约为0.82nm，直径约为1415nm 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,Cu,Al,22,b) 共格过渡相,共格过渡相晶格畸变,由于a=b=4.04 与Al相同，在这两个方向完全匹配； c=7.8 与8.08 较为接近，也完全共格； 但由于晶格差异，以及的尺寸较大，在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,

10、半共格过渡相特点,以平衡相右上方的一撇表示，如：、S、等。 结构：正方点阵，点阵常数a=b=4.04 ，c=5.8 ；a/b轴两个方向完全共格；c轴方向不共格；与基体相满足位向关系:(100) / (100) ; 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、S、等表示 结构：正方点阵，a=b=6.066 , c=4.874 ，与基体无共格；与基体的位向关系满足：(100) / (100) ; 成分

11、： 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,4.04,4.04,4.04,4.04,7.68,5.8,6.066,6.066,4.87,共格,半共格,非共格,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）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） 密度高，硬度最大 当时效温度更高或时间更长时， , ，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 13016

12、h，(b) 13024h (c) 1605h， (d) 相与基体共格应变场示意图,a,b,c,d,28,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,30,2.2 脱溶过程和沉淀相

13、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，、S等。晶体结构接近平衡相，共格关系部

14、分破坏，弹性应变场变弱，硬度、强度开始下降,脱离共格关系， 、S等,达到平衡相结构，强度、硬度显著下降,共格过渡相，、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,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

15、.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,Al-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。 MgZn2的不存在共格过渡相阶段，Mg2Si的过渡相阶段可忽略。 Al-Li合金（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

16、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，将导致合金过烧从而影响性能,C6-当合金浓度超过极限溶解度时，虽

17、在相同淬火时效工艺下得到脱溶产物密度相同，但增加了不参加时效过程的相含量，降低相含量，从而降低合金性能,C4-接近极限溶解度成分合金，淬火态具有高强度，且具有较好的时效强化效应,最高强度的时效合金位于接近最大溶解度位置，由于固溶体过饱和浓度越高分解越迅速，其达到强化最大值时效时间也最短,C4,C5,C6,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,1.合金成分,微量Ag对Al-Cu-Mg-Mn合金185时效硬化曲线的影响,不同Ag含量对Al-Cu-Mg-Mn合金淬火态DSC曲线,未添加Ag,0.3%Ag,0.6%Ag,未添加Ag,0.3%Ag,0.6%Ag,G.P.区析出,G.P.区溶解,G.P.区强

18、化,Ag添加在一定程度上抑制了基体合金中G.P.区的析出，加速了人工时效过程，提高了合金的硬化能力,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,2.淬火加热温度和保温时间,淬火加热温度：下限为固溶度曲线（ab线) ，上限为开始熔化温度。 淬火温度的要求比较严格，容许的波动范围小。 淬火加热采用温度能准确控制以及炉内温度均匀的浴炉或气体循环炉，工件以单片的方式悬挂于炉中,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,使相变过程能够充分进行（过剩相充分溶解），使组织充分转变到淬火需要的形态 。 保温时间主要取决于成分、原始组织及加热温度。温度愈高，相变速率愈大，所需保温时间愈短。 为获得细晶粒组织并防止晶粒长大，在

19、保证强化相全部溶解的前提下，尽量采用快速加热及短的保温时间是合理的,2.淬火加热温度和保温时间,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,实例：淬火温度对2524合金组织及性能的影响,随着淬火温度的升高，合金中粗大相明显减少，合金基体中溶质原子浓度增加，随后自然时效强化效果显著增强,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,3.淬火冷却速度,淬火冷却速度取决于过饱和固溶体的稳定性 Vc - 临界冷却速度：即过饱和固溶体在冷却过程中不发生分解的最小冷却速度。 Vc与合金系、合金元素含量和淬火前合金组织有关,临界冷却速度,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,3.淬火冷却速度,不同的合金成分，原子扩散速率不同，

20、基体与脱溶时间、表面能以及弹性应变能不同。因此，不同系中脱溶相形核速率不同，使固溶体稳定性有很大差异。 水淬易使工件产生大残余应力及变形。为克服这一缺点，可采用不同淬火介质，如在油、空气及其他冷却较缓和的介质中淬火，或适当升高水温。此外，也可采用一些特殊的淬火方法，如等温淬火、分级淬火等。 淬火转移时间内，固溶体发生部分分解，不仅会降低时效后强度性能，而且对材料晶间腐蚀抗力也有不利影响。因此应尽量缩短转移时间,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,实例：淬火介质对7055合金晶界析出的影响,室温水淬,沸水淬,不同淬火介质淬火7055合金组织TEM照片,淬火过程中，合金晶界析出平衡相，空气淬火合金

21、时效后晶界析出相较大，呈不连续分布。晶界PFZ随淬火速率减小而增大。 快速淬火时，第二相没有时间在晶界上形核析出, 时效时第二相可沿晶界较均匀析出。 随着淬火速率的降低，第二相有充分的时间在晶界上形核并出现一定程度的长大,室温空淬,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,晶界是空位阱，合金冷却过程中空位向晶界扩散从而形成一定的浓度梯度。 淬火速率越小，更多的空位可扩散并消失在晶界。淬火速率减小将导致晶界无沉淀析出带宽化。 合金缓慢冷却过程中，晶界第二相的析出导致晶界附近溶质贫乏加剧，亦会导致无沉淀析出带一定程度的宽化,实例：淬火介质对7055合金晶界析出的影响,晶界无沉淀析出带宽度与淬火速率的关系

22、示意图,溶质原子的浓度分布,快速淬火时空位的浓度分布,慢速淬火时空位的浓度分布,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,4.时效温度和时间,Al-Cu合金130及190 时效硬化曲线,130,190,在一定时效温度下，硬度随时效时间延长而升高，到达峰值后随即下降；对于相同合金，时效温度越高，合金脱溶越快，达到时效峰值时间越短，但强化效果减小；不同强化区域对应于不同的脱溶产物,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,实例：Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)的析出过程,不同时效温度下合金时效硬化曲线,Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)合金处于 S三相区，其析出序列为,随时效时间的增加，合金表现

23、处明显的时效硬化过程，当硬度值达到峰值继续延长时效时间，合金进入过时效阶段,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,Acta Materialia 56 (2008) 2147-2160,实例：Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)的析出过程,200/10h,200/20min,未见明显的析出,有明显析出相形成 （ ， ， S,随着时效时间的延长，合金中100 面上析出相，110 上析出的相，还有沿210 面析出的少量平衡S相,合金 TEM明场相及衍射花样,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,Acta Materialia 56 (2008) 2147-2160,实例：Al-4.0Cu-0.3M

24、g(wt.%)的析出过程,200/30h,200/200h,合金 TEM明场相及衍射花样,随着时效保温时间不断延长， 不断长大。对应合金的过时效软化阶段,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,5.影响铝合金相变其他因素,应力场,缺陷（空位，位错,外场（电场，磁场，辐照等,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,实例：电场加载对Al-Cu-Mg合金时效的影响,经强电场加载（9kV/cm）方式下的190人工时效10h后，合金中S相尺寸明显减少，晶界处S相析出数量明显增加，晶界有宽化的趋势,2.4 影响铝合金中相变的主要因素,53,第三节 铝合金中的相,按生成温度把铝合金的相分成三类： 结晶相：在合金结晶

25、开始和结晶终了温度范围内生成的粗大化合物即第一类质点，称为结晶相。该相尺寸为0.1-0.30m。如：(CuFeMn)Al6 , MgZn2, (FeMn)Al6 。按结晶时的反应类型，结晶相又可以分为：初晶相、共晶相、包共晶生成物、包晶生成物。 沉淀相：在低于结晶终了温度，高于时效温度的温度区间内形成具有中间尺寸的质点为沉淀相，即第二类质点。该相尺寸为0.01-0.5m。如：Al12Mg2Cr、 Al20Cu、MnAl6 。 时效相：在时效温度下沉淀的微细质点，即第三类质点，尺寸一般为0.001-0.1 m，过时效时，晶界可出现1m的粗大质点,金相照片：Al-Mg-Si铸态合金中存在，(Mg2

26、Si),以及初生Si相,Al-Mg-Si铸态金相显微组织,实例：Al-Mg-Si合金中的结晶相,实例：Al-Mg-Si合金中的沉淀相,Al-Mg-Si 合金683K保温30min扫描电镜照片,析出相,实例：Al-Mg-Si合金中的相,Al-Mg-Si合金553K保温240h透射电镜组织,Mg2Si,透射电镜：时效态 Al-Mg-Si合金中存在纳米尺度的(Mg2Si,57,3.1 铝基固溶体,铝的强度可通过合金化来大幅度提高 主要元素：铜、镁、硅、锌、锰、锂 微量元素：钛、钒、硼、镍、铬、稀土金属 杂质元素：铁、硅 性能：不同元素形成不同合金相，分别起固溶强化、沉淀强化、过剩相强化、细晶强化、冷

27、变形强化以提高力学性能,58,合金元素与铝均形成有限固溶体； Mn、Mg、Zn等二元系不产生沉淀强化相,主要合金元素在铝中的极限溶解度,3.1 铝基固溶体,59,铝基固溶体固溶强化,Al-Mg：固溶体随Mg从2%增至6%，强度提高 Mg5Al8相,Al-Mn： MnAl6可阻止晶粒长大 Mn固溶于Al提高再结晶温度,Al-Zn： Zn固溶于Al起固溶强化，效果好,60,a）-CuAl2相,相：G.P区有序化结果,G.P区：Cu原子富集区,相： 相转化而来,相： CuAl2相,CuAl2）Al-Cu、Al-Cu+其它系合金中的主要沉淀强化相，在自然时效时形成G.P区，人工时效至与的过渡阶段对应强

28、度峰值，强化效果和耐热性均好，但使抗腐蚀性降低,3.2 铝合金中的沉淀强化相,61,b）S相（Al2CuMg,w(Cu)/w(Mg) 2时，出现S相； w(Cu)/w(Mg)=2.61时，全部为S相,低温下，Cu、Mg在（210）面偏聚，形成G.P区,G.P区(共格)S 相(共格)S 相(共格) S 相(非共格,时效,时效,时效,S（Al2CuMg）Al-Cu-Mg系合金的主要沉淀强化相，自然时效形成G.P区，人工时效至过渡相为强化峰值，强化效果和耐热性好，但使抗腐蚀性降低,3.2 铝合金中的沉淀强化相,62,3.2 铝合金中的沉淀强化相,c）相-MgZn2相、T相-Al2Mg3Zn3相,Mg

29、Zn2）和T（Al2Mg2Zn3） Al-Zn-Mg系合金的主要沉淀强化相，人工时效，过渡相的强化效果很好，耐热性不佳，使抗腐蚀性下降较大,球状G.P区在基体(111)面长成盘状；继续时效形成 相，与基体半共格，属六方晶系的Laves相,63,d）相-Mg2Si相,w(Mg)/w(Si) 1.73，过剩Mg，显著降低相溶解度； w(Mg)/w(Si)1.73，过剩Si对此无影响,G.P区(共格) 相(共格) 相(共格) 相(非共格,时效,时效,时效,Mg2Si Al-Mg-Si系合金的主要沉淀强化相，强化效果一般，有停放效应，通常采用人工时效,3.2 铝合金中的沉淀强化相,64,e）相-Al3

30、Li相,Al3Li） Al-Li系合金的主要时效强化相，L12结构，与基体共格，呈球状，强化效果好，易被位错切截，出现共面滑移,3.2 铝合金中的沉淀强化相,65,铝合金的相组成,固溶+时效过程形成,凝固或均匀化过程形成,尺寸大于0.5m, 受载时，界面处出现位错塞积，成为裂纹源,尺寸0.005-0.05m，细小和弥散分布时，可阻碍再结晶和晶粒长大；其尺寸和间距较大时，则促进再结晶形核,尺寸小至0.01m的时效强化相,Mg2Si Al-Mg-Si系合金，强化效果一般，停放效应,MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3） Al-Zn-Mg系合金，强化效果很好，耐热性不佳，抗腐蚀性下降大,TMn（Al

31、2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi） Al-Cu-Mn和Al-Cu-Ni系合金，耐热性很好,Al3Li） Al-Li系合金，与基体共格，强化效果好，易被位错切截，出现共面滑移,S（Al2CuMg） Al-Cu-Mg系合金，强化效果和耐热性好，抗腐蚀性降低,CuAl2） Al-Cu、Al-Cu+其它系合金，强化和耐热性均好，抗腐蚀性降低,66,1)粗大金属间化合物，尺寸大于0.5m,一般在凝固或均匀化过程形成，受载时，粗大金属间化合物与基体的界面处出现位错塞积，成为裂纹源，严重危害疲劳性能,2)尺寸0.005-0.05m的金属间化合物，主要有含Cr、Mn、Zr的Al20CuMn3、Al12M

32、n2Cr、Al3Zr等，可再长大；其尺寸和间距较大时，则促进再结晶均匀化或过时效过程形成。其尺寸细小和弥散分布时，可阻碍再结晶和晶粒形核,3.2 铝合金中的沉淀强化相,3) 尺寸小至0.01m的沉淀物，亦称时效强化相，在时效过程形成，铝合金相组成中最重要的，是时效强化的基本条件 （CuAl2）， S（Al2CuMg）， （Mg2Si） ，（MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3），TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi），（Al3Li） TMn（Al2Mn2Cu）、TNi（Al6CuNi） 分别为Al-Cu-Mn和Al-Cu-Ni系合金沉淀强化相，人工时效，耐热性很好,67,过剩相：

33、共晶中不溶于铝基固溶体的第二相 一定数量的过剩相可提高合金的强度、硬度 铸造铝合金希望获得接近共晶成份的合金，既保证形成大量共晶组织以有较好的流动性，又希望不因过剩相太多导致合金塑性下降。 如：Al-Si合金中的硅晶体 Al-Ce合金中的Al4Ce相,3.3 铝合金共晶中的过剩相,68,合金系,时效,难熔金属间化合物,3.4 铝合金中的微量合金相,69,稀土：与氢结合，形成Lah2、CeH2、LaH3 脱氧、脱硫，降低合金中夹杂物含量，起净化作用；降低液态铝合金的表面张力，提高流动性,氢：有害元素，以原子态析出并集合成分子，产生内压力，导致疏松、针孔、晶间裂纹等氢致缺陷,3.5 铝合金中的微量

34、元素,70,第四节铝合金的热处理,71,铝合金的热处理工艺,退火,基于回复与再结晶退火：消除内应力，增加塑性再结晶温度上，消除加工硬化,均匀化退火,消除铸造成分偏析及内应力,加工硬化和时效硬化相结合,晶体缺陷密度高，高的强化效果,高温形变热处理,高温变形并固溶，时效,低温形变热处理，固溶，低温变形，时效,综合形变热处理，高温变形并固溶，低温变形，时效,双重过饱和固溶体分解,各种时效工艺,固溶线以上保温后快冷,双重过饱和固溶体,固溶+时效,形变,普通,时效,固溶,特点,方法,72,4-1 基于回复及再结晶退火,1) 对象:冷变形或有严重内应力的金属及其合金,提高塑性，降低变形抗力，有利于变形材料

35、继续的后续加工,2) 目的,有利于加工制品的最终使用性能,随着冷变形程度增大，加工硬化，变形抗力增大，塑性降低； 变形不均，导致内应力产生,3) 原因,4) 退火过程中主要固态转变,回复、再结晶与晶粒长大,73,本质:点缺陷运动和位错运动及其重新组织。 冷变形储能:（残余应力）驱使发生回复和再结晶。 冷变形储能以晶格畸变、各种缺陷存在,回复退火: 晶格畸变将恢复，各种缺陷减少、组合，合金组织与结构向平衡态转化。回复不能完全释放冷变形储能。 软化，加工硬化减弱，强度下降，塑性提高，但都不明显,4-1 基于回复及再结晶退火,储能差消失，无结构、成分的改变，仅伴随着缺陷运动与消失，是一种组织变化,再

36、结晶退火：再结晶从广义上讲包括回复（点缺陷，位错重布），再结晶（形核长大），晶粒长大三个阶段。主要指再结晶形核到再结晶完了,74,冷变形金属在加热退火过程中组织性能变化,75,根据加热时冷变形金属所发生过程的本质，这类退火可分为回复退火、消除内应力退火、再 结晶退火等；而根据退火软化程度，则可分为完全退火和不完全退火。根据退火温度高低，则可分为低温退火、中温退火和高温退火,加热退火过程中性能变化,76,回复和再结晶的组织,77,4-2 均匀化退火,用于消除或减少铸态合金非平衡状态的热处理。其基本过程和主要目的是借助于高温时合金内部（固溶体）原子的扩散是铸锭晶内化学成分均匀，组织达到或接近平衡状

37、态，改善复相合金中第二相的形状和分布，提高合金塑性，改善加工性能和最终使用性能 处理的对象是铸锭或铸件,冷速较大，凝固较快 ，固相扩散来不及 形成+(+)组织,二元共晶系相图及非平衡固相线,工艺：加热高温保温缓冷,S,78,4-3 淬火固溶处理,将金属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，或使高温相在冷却时转变成另一种晶体结构的亚稳状态。扩散来不及进行。 针对铝合金等无同素异构转变合金， “无多型性转变的淬火”，又称为“固溶处理” 针对Ti/Fe等有同素异构转变的合金，称为“有多型性转变的淬火”。 Ti，BCC/FCC结构，淬火过程无扩散，合金成分无变化，结构变化。 目的：获取过

38、饱和固溶体，为时效做准备,79,4-4 时效,淬火得到过饱和固溶体处于亚稳状态，有向低能转变的的趋势，这种转化是通过加热、保温时过饱和固溶体的分解来实现的。 淬火+时效，先后工序。淬火是时效前的工序，也可以是终态工序；时效则必须先进行淬火,在室温随时间延长，强度升高,人工时效室温与强度的关系,冷时效和温时效,冷时效： 较低温度下进行的时效 其硬度一开始迅速上升， 达到一定值后恒定 冷时效温度越高，硬度上升愈快， 能达到的硬度值越高 故可用提高时效温度的办法 缩短时效时间 冷时效主要形成G.P区,时效时的性能变化,冷时效和温时效,温时效： 较高的时效温度下进行， 有孕育期，然后硬度迅速上升, 达

39、到极值后随时间延长而下降。 （过时效） 温时效温度越高，硬度上升速度越快， 但能达到的最大硬度值越低， 越容易出现过时效。 温时效析出的是过渡相与平衡相,时效时的性能变化,时效时引起硬度变化的因素： 1）固溶体的贫化 2）基体的回复与再结晶 3）新相的析出,使硬度随时效时间延长而单调下降,使硬度升高 但当析出相与母相共格关系被破坏 及析出相粗化后，硬度又将下降。 时效前期，弥散析出相引起的硬化 超过了前两个因素所引起的软化,G.P区，,时效时的性能变化,83,时效硬化曲线： 1) 初期:形成 G.P.区与母相保持共格关系，具有内应变强化效应，再加上切过强化效应而使硬度显著升高。 随着时效时间的

40、延长，G.P.区数量增多，硬度升高。当 G.P.区数量达到平衡值时硬度不再增加，出现平台,2) 中期：析出的相也与母相保持共格关系，内应变强化，位错线可以切过相，故相的析出使硬度和强度进一步升高，并随相数量及尺寸的增加而增加。当相粗化到位错线能够绕过时，随着颗粒尺寸和颗粒间距的增大，硬度开始下降，出现过时效。 3) 后期：析出相时，与母相保持半共格关系，且形成后很快粗化到位错线可以绕过的尺寸，半共格关系很快被破坏，因此相出现不久硬度即开始下降。相的析出只能导致硬度下降,影响时效的因素 1. 從淬火到人工時效之停留時間. 對所有鋁合金都限定在2H內進行人工時效.而某些鋁合金如 Al-Mg-Si系

41、(6*型)在室溫停留後再進行人工時效.合金的強度指標達不到最大值，而塑性則有上升.而6061材料淬火後應立即進行人工時效，否則會直接影響時效後之強度. 2. 合金的化學成份影響. 一般二元合金如Al-Si 、 Al-Mg 、 Al-Mn 、 Al-Zn等通常不採用人工時效.而有些二元合金如Al-Cu，及三元或多元合金如Al-Mg - Si 、 Al-Cu -Mg - Si 則可進行人工時效,影响时效的因素 3. 合金的固溶處理(T4)工藝影響. 為獲得良好的時效強化效果，在不發生过熱、过燒及結晶長大的條件下，淬火加熱溫度高些、保溫時間長些.有利於獲得最大过飽和度的均勻的固溶体.另外在淬火冷卻过

42、程，且不可析出第二相.否則在隨後的時效處理時將起晶核作用. 4. 時效溫度的影響. 在不同溫度下合金析出相的臨界晶核大小、數量、成分以及聚集長大的速度均會有所不同.因此溫度过低、过高都會降低強度及硬度,86,时效工艺,自然时效,分级时效,室温,人工时效,二个温度,加热到一定温度,G.P区,过渡相弥散,欠时效,G.P区、过渡相,过时效,峰值时效,塑性高,抗蚀好,强度高,时效,87,单级时效,最简单普及的时效工艺，可以是自然时效，也可以是人工时效。大多时效到最大硬化状态，为消除应力、稳定组织和改善抗蚀性，也过时效。 固溶处理温度越高，固溶越快越完全，时效强化效果越明显，但需防止过烧。 自然时效后，

43、塑性高，屈强比低，良好的冲击韧性和抗蚀性；人工时效则相反,典型单级时效热处理工艺,自然时效,人工时效 组织:GP区+过渡相,人工时效 组织:过渡相 （弥散度小、尺寸不均匀,89,多级时效,多级时效能够弥补单级时效显微组织均匀差、耐蚀性不足等缺点。特别对Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu。 分级时效一般分为预时效和最终时效两个阶段，预时效温度小于G.P.区溶解温度，在合金中形成高密度G.P.区；最终时效在较高温度下进行，以预时效形成的G.P.区为核心析出均匀弥散的沉淀相,Tc温度以下预成核处理 组织：过渡相 （弥散度大、尺寸均匀,Tc温度以上预处理：回归再时效,典型多级时效热处理工艺,91,定义：时效合金在时效强化后，于平衡相或过渡相的固溶度曲线以下某一温度加热，时效硬化现象会立即消除，硬度基本上恢复到固溶处理状态的现象。硬铝回归现象：在加热250，保温2060s时发生,4.5 回归现象,92,4.5 回归现象,实质：通过时效形成的G.P区，在加热到稍高于G.P.区固溶度曲线的温度时，G.P.区发生溶