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    鋁型材的時效過程
    內容來源:天津艾普斯工業鋁型材股份有限公司    作者:APAS    發布日期:2022-01-18 17:05    閱讀次數:732 次 點擊收藏

    鋁型材時效過程是第二相從過飽和固溶體中沉淀的過程,也是固態相變的一種;通過新相的形核和長大的方式完成轉變,這種形核長大首先取決于系統的自由能變化;只有在系統自由能降低條件下,才能形成新相;

     

    時效硬化是鋁型材的主要強化手段,鋁型材的時效硬化是一個相當復雜的過程;它不僅取決于合金的組成、時效工藝,還取決于合金在生產過程中所造成的缺陷,特別是空位、位錯的數量和分布等,造成此種硬化的原因一般應用位錯理論解釋;目前普遍認為時效硬化是溶質原子偏聚形成硬化區的結果;

     

    鋁型材在固溶處理加熱時,合金中形成了空位,在淬火時,由于冷卻快,這些空位來不及移出,便被固定在晶體內;這些在過飽和固溶體內的空位大多與溶質原子結合在一起;由于過飽和固溶體處于不穩定狀態,必然向平衡狀態轉變,空位的存在,加速了溶質原子的擴散速度,因而加速了溶質原子的偏聚;

     

    硬化區的大小和數量取決于淬火溫度與淬火冷卻速度;淬火溫度越高,空位濃度越大,硬化區的數量也就越多,硬化區的尺寸減??;淬火冷卻速度越大,固溶體內所固定的空位越多,有利于增加硬化區的數量,減小硬化區的尺寸;

    鋁型材時效過程變化效果

    Al-Cu二元相圖的富鋁部分)

     

    沉淀硬化和金系的一個基本特征是隨溫度而變化的平衡固溶度,即隨溫度增加而固溶度增加,大多數可熱處理強化的鋁型材都符合這一條件;沉淀硬化所要求的溶解度-溫度關系,可用鋁-銅系的Al-4Cu合金說明合金時效的組成和結構的變化;上圖為鋁-銅系富鋁部分的二元相圖,在548℃進行共晶轉變L→α+θ(Al2Cu);銅在α相中的極限溶解度5.65%548℃),隨著溫度的下降,固溶度急劇減小,室溫下約為0.05%;

     

    在時效處理過程中,該合金組織有以下幾個變化過程;

     

    1. 形成溶質原子富集區G.P.(Ⅰ)區

    在新淬火狀態的過飽和固溶體中,銅原子在鋁晶格中的分布是任意的、無序的;時效初期,即時效溫度低或時效時間短時,銅原子在鋁型材上的某些晶面上聚集,形成溶質原子富集區,稱G.P.(Ⅰ)區,與型材α保持共格關系,這些聚合體成了提高抗變形的共格應變區,故使鋁型材的強度、硬度升高;G.P.(Ⅰ)區的直徑約為4~5nm,厚度只有幾個原子間距;它們仍保留在母相晶格中,與母相沒有界面,只是由于銅原子富集,使G.P.區附近的晶格發生很大的畸變,引起了合金的強化;

     

    2. G.P.區有序化—形成G.P.(Ⅱ)區(θ相)

    隨著時效溫度升高或時效時間延長,銅原子繼續富集并發生有序化,即形成G.P(Ⅱ)區;它與型材α仍保持共格關系,但尺寸較G.P.(Ⅰ)區的大;它比G.P.(Ⅰ)區周圍的畸變更大,對位錯運動的阻礙進一步增大,因此時效強化作用更大,G.P.(Ⅱ)區的直徑約為10~40nm,厚度1~4nm,它們與母相仍然保持同類型晶格,沒有明顯界面,只是晶格畸變更大些,使合金進一步強化;

     

    3. 形成過渡相θ’

    隨著時效溫度進一步升高,或時效時間進一步延長,銅原子在G.P.(Ⅱ)區繼續富集,當銅原子與鋁原子比為1:2時,形成過渡相θ;θ’相的化學成分與穩定相θ(GuAl2)的相同;θ相具有正方晶格,其兩棱ab與母相的晶格常數相等,但在c軸方向略顯收縮;θ相與母相保持有共格關系;過渡相θ’[100]面與母相的[100]面原子排列和晶格常數最相近,因此,沿這兩個面相共格;但由于θ相的點陣常數發生較大的變化,與基體共格關系由完全共格變為局部共格,因此θ’相周圍基體的共格畸變減弱,對位錯運動的阻礙作用減小,表現在型材性能上硬度開始下降;由此可見,共格畸變的存在是造成鋁型材時效強化的重要因素;

     

    4. 形成穩定的θ相

    隨著時效溫度再升高或時效時間再延長,過渡相θ’繼續長大,共格面附近的畸變也隨之增加,達到一定程度后,共格被破壞,過渡相θ’變成了平衡相θ(CuAl2);過渡相從鋁型材固溶體中完全脫落,形成與型材有明顯的界面的獨立的穩定相CuAl2,稱為θ相;此時θ相與型材的共格關系完全破壞,并有自己獨立的晶格,其畸變也隨之消失;在高倍光學顯微鏡下,可看到第二相質點;這時型材強度已達到極大值,并隨時效溫度的提高或時間的延長,θ相的質點聚集長大,鋁型材的強度、硬度進一步下降,型材就軟化并稱為過時效;如果時效溫度再升高或時間再延長,第二相θ質點將發生聚集而變得粗大;

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