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文檔簡介

1、12第一節(jié)第一節(jié) 鋁的特性鋁的特性3面心立方結(jié)構(gòu),無同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變,密度2.72g/cm3隨Al純度提高而升高;99.996%的Al熔點(diǎn)為660.37;約為Fe的1/3,比剛度高;可制造輕結(jié)構(gòu)件;純Al強(qiáng)度低,可通過加工硬化、合金化、熱處理提高強(qiáng)度表面易于生成致密牢固的Al203薄膜,抗腐蝕性好;僅次于Ag、Cu、Au;力學(xué)性能不足,不適合大載荷構(gòu)件45第二節(jié)第二節(jié) 鋁合金的經(jīng)典固溶時(shí)效理論鋁合金的經(jīng)典固溶時(shí)效理論Al-4Cu合金組織性能的一般變化67時(shí)效的實(shí)質(zhì)時(shí)效的實(shí)質(zhì)-從過飽和固溶體中從過飽和固溶體中析出第二相析出第二相( (沉淀相沉淀相) )或形成溶質(zhì)原或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相

2、的過程。子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程。8溶解度隨溫度下降而降低C2成分成分:加熱到T1溫度,相完全溶解,為單相相;快冷保留高溫時(shí)的相至室溫,形成過飽和過飽和固溶體固溶體,亞穩(wěn)定;C0成分成分:加熱到T1,形成成分為c的相+ 相組織;快冷至室溫形成過飽和過飽和固溶體固溶體+過剩相,亞穩(wěn)定;c:1. 固溶強(qiáng)化,強(qiáng)度提高,塑性降低或變化不大; 2. 無多型性轉(zhuǎn)變合金固溶處理后明顯降低塑性的現(xiàn)象很少; 3. 對于鑄造合金而言,提高強(qiáng)度和塑性.10除硅以外,鋁合金的合金元素屬于置換式溶質(zhì),對面心立方鋁基體產(chǎn)生球?qū)ΨQ畸變,固溶強(qiáng)化效果有限。鋅、銀固溶度高,但固溶強(qiáng)化效果不好,主要因?yàn)樵影霃筋愃啤?11

3、Ni3Al的(111)密排面上回旋反位橋機(jī)制原子遷移過程示意圖Ni3Al中可能存在的兩種六步循環(huán)躍遷機(jī)制-彎曲110循環(huán) 12kTEevAeNncNe 平衡空位數(shù) N 原子總數(shù) Ev 每增加一個(gè)空位的能量變化 k 玻爾茲曼常數(shù) T 絕對溫度A由振動熵決定的系數(shù),取110,通常取1。 T - C13成分,結(jié)構(gòu),性能成分,結(jié)構(gòu),性能 ?14鋁合金中的鋁合金中的G.P.區(qū)高分辨透射照片區(qū)高分辨透射照片G.P區(qū)由區(qū)由A.Guinier和和G.D.Preston在在1938年用年用X射線結(jié)構(gòu)分析方法各自獨(dú)立射線結(jié)構(gòu)分析方法各自獨(dú)立發(fā)現(xiàn)自然時(shí)效態(tài)的發(fā)現(xiàn)自然時(shí)效態(tài)的Al-Cu合合金合金單晶中基體金合金單晶中

4、基體100面面上聚集的銅原子。后來人們上聚集的銅原子。后來人們把其他合金中的偏聚區(qū)也稱把其他合金中的偏聚區(qū)也稱為為G.P.區(qū)。區(qū)。G.P區(qū)的形核是均勻的,其區(qū)的形核是均勻的,其強(qiáng)烈依賴于淬火所保留的空強(qiáng)烈依賴于淬火所保留的空位濃度。固溶化溫度越高,位濃度。固溶化溫度越高,冷卻速度越快,則淬火后固冷卻速度越快,則淬火后固溶體保留空位越多,有利于溶體保留空位越多,有利于增加增加G.P.的數(shù)量并使其尺寸的數(shù)量并使其尺寸減小。減小。16dCu=87%dAldld0,Cu原子層附近的Al原子層以Cu原子層為中心向內(nèi)收縮。形成以Cu為中心的應(yīng)變場。應(yīng)變能提高合金強(qiáng)度、硬度;塑造G.P區(qū)形貌。17尺寸與溫度

5、相關(guān)尺寸與溫度相關(guān)溫度溫度 直徑大小直徑大小25 5nm100 1520nm200 80nm形貌:形貌:析出物體積一定,彈性應(yīng)變能按析出物體積一定,彈性應(yīng)變能按球狀球狀針狀針狀圓盤狀圓盤狀減小減小 G.P區(qū)與基體共格,因此,界面能小、應(yīng)變能大;合金元素與基體Al原子半徑差別越大,應(yīng)變能越大;因此,G.P區(qū)的形貌與合金元素和Al原子半徑差有關(guān)18G.P.區(qū)數(shù)目比位錯(cuò)數(shù)目大的多,因此G.P.區(qū)的形核主要依靠濃度起伏的均勻形核,而不是依靠位錯(cuò)的不均勻形核。形核速率受原子擴(kuò)散速率影響。19有確定的晶體結(jié)構(gòu)和成分,與平衡相稍有不同;有確定的晶體結(jié)構(gòu)和成分,與平衡相稍有不同;與基體完全共格,且結(jié)構(gòu)與基體有

6、所差別,共格彈性應(yīng)變能大;與基體完全共格,且結(jié)構(gòu)與基體有所差別,共格彈性應(yīng)變能大;由由G.P轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡相或直接在位錯(cuò)缺陷處獨(dú)立形核長大;尺寸大轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡相或直接在位錯(cuò)缺陷處獨(dú)立形核長大;尺寸大于于G.P區(qū)區(qū); Al-Cu合金中,一般以合金中,一般以G.P.區(qū)為基礎(chǔ),沿其直徑或厚度區(qū)為基礎(chǔ),沿其直徑或厚度(為主)方向長大形成過渡相。(為主)方向長大形成過渡相。以平衡相符號在上方加兩撇表示,如以平衡相符號在上方加兩撇表示,如、等等過渡相的點(diǎn)陣類型與基體可過渡相的點(diǎn)陣類型與基體可能相同也可能不同,往往與能相同也可能不同,往往與基體共格或部分共格,且具基體共格或部分共格,且具有一定的結(jié)晶學(xué)位向關(guān)系。有

7、一定的結(jié)晶學(xué)位向關(guān)系。往往在位錯(cuò),小角度晶界,往往在位錯(cuò),小角度晶界,及空位團(tuán)處不均勻形核,也及空位團(tuán)處不均勻形核,也可能在可能在G.P.區(qū)中形核。區(qū)中形核。Al-Cu-Mg系合金欠時(shí)效態(tài)中系合金欠時(shí)效態(tài)中S相高分辨照片相高分辨照片21結(jié)構(gòu)與成分:結(jié)構(gòu)與成分:正方點(diǎn)陣,a=b=4.04 與Al相同,c=7.8 ;成分接近CuAl2尺寸:尺寸:薄片狀,厚度約為0.82nm,直徑約為1415nm形貌:形貌:受界面能和應(yīng)變能綜合影響,不同合金中的共格有序相的形狀各異;性能:性能:伴有硬度、強(qiáng)度的較大幅度提高。 CuAl22 由于a=b=4.04 與Al相同,在這兩個(gè)方向完全匹配; c=7.8 與8.

8、08 較為接近,也完全共格; 但由于晶格差異,以及的尺寸較大,在周圍導(dǎo)致更大的彈性應(yīng)變。 彈性應(yīng)變能會大幅度提升合金的強(qiáng)度、硬度23 以平衡相右上方的一撇表示,如:、S、等。 結(jié)構(gòu):結(jié)構(gòu):正方點(diǎn)陣,點(diǎn)陣常數(shù)a=b=4.04 ,c=5.8 ;a/b軸兩個(gè)方向完全共格;c軸方向不共格;與基體相滿足位向關(guān)系:(100) / (100) ; 成分成分與CuAl2相當(dāng) 性能:性能:由于共格破壞,強(qiáng)度,硬度有所下降;24 與共格過渡相相比,其晶體結(jié)構(gòu)更接近平衡相,尺寸更大; 與基體的共格關(guān)系部分破壞,彈性應(yīng)變場變?nèi)?,?qiáng)度下降;25 通常以、S、等表示 結(jié)構(gòu):結(jié)構(gòu):正方點(diǎn)陣,a=b=6.066 , c=4.

9、874 ,與基體無共格;與基體的位向關(guān)系滿足:(100) / (100) ; 成分:成分: 相為CuAl2; 性質(zhì):性質(zhì):沉淀相與基體脫離共格,強(qiáng)度、硬度顯著下降 2728各階段脫溶產(chǎn)物各階段脫溶產(chǎn)物平衡相在成分與結(jié)構(gòu)方面均處于平衡狀態(tài),一般與基體不共格,但亦有一定的結(jié)平衡相在成分與結(jié)構(gòu)方面均處于平衡狀態(tài),一般與基體不共格,但亦有一定的結(jié)晶學(xué)位向關(guān)系。由于其與基體的不共格性,其界面能高,形核功也高,往往在晶晶學(xué)位向關(guān)系。由于其與基體的不共格性,其界面能高,形核功也高,往往在晶界處形核?;螂S時(shí)效的進(jìn)行由過渡相長大轉(zhuǎn)變形成。界處形核?;螂S時(shí)效的進(jìn)行由過渡相長大轉(zhuǎn)變形成。過渡相過渡相平衡相平衡相Al

10、-Mg-Si合金中過渡相向平衡相的轉(zhuǎn)變29淬火態(tài),單相固淬火態(tài),單相固溶體,銅原子在溶體,銅原子在基體中混亂分布基體中混亂分布時(shí)效初期,單相固時(shí)效初期,單相固溶體中形成保持共溶體中形成保持共格界面的格界面的GPGP區(qū)區(qū)時(shí)效中期,形成時(shí)效中期,形成半共格界面的過半共格界面的過渡相渡相高溫時(shí)效,固溶高溫時(shí)效,固溶體中析出非共格體中析出非共格界面的平衡相界面的平衡相30脫溶相的分布脫溶相的分布普遍脫溶普遍脫溶:即在整個(gè)固溶體基體中即在整個(gè)固溶體基體中普遍發(fā)生脫溶現(xiàn)象,并普遍發(fā)生脫溶現(xiàn)象,并析出均勻分布的脫溶物。析出均勻分布的脫溶物。使合金具有較好的機(jī)械使合金具有較好的機(jī)械性能和較高的疲勞強(qiáng)度,性能和

11、較高的疲勞強(qiáng)度,并降低合金對應(yīng)力腐蝕并降低合金對應(yīng)力腐蝕的敏感性。的敏感性。 Al-Cu-Mg-Ag合金中的普遍脫溶合金中的普遍脫溶TEM照片照片脫溶相的分布脫溶相的分布局部脫溶局部脫溶:是指在普遍脫溶之前,是指在普遍脫溶之前,優(yōu)先在基體的某些局優(yōu)先在基體的某些局部地區(qū)形成新相核心部地區(qū)形成新相核心并長大,使該地區(qū)較并長大,使該地區(qū)較早出現(xiàn)脫溶相質(zhì)點(diǎn)。早出現(xiàn)脫溶相質(zhì)點(diǎn)。Al-Zn-Mg-Cu合金中的局部脫溶合金中的局部脫溶TEM照片照片晶界處析出晶界處析出無析出帶無析出帶3334G.P區(qū)區(qū)尺寸尺寸結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)成分成分界面關(guān)系界面關(guān)系能能量量界面能界面能畸變能畸變能性能性能35 各個(gè)合金系脫溶序列不

12、一定相同,不是所有的鋁合金沉淀過程都遵循以上四個(gè)階段。有些合金不一定出現(xiàn)G.P區(qū)或過渡相; 同一系不同成分合金,在同一溫度下時(shí)效,可能有不同脫溶序列。過飽和度大的合金更易出現(xiàn)G.P區(qū)或過渡相; 同成分合金,時(shí)效溫度不同,脫溶序列也不一樣;時(shí)效溫度高,G.P區(qū)或過渡相可能不出現(xiàn)或出現(xiàn)的過渡結(jié)構(gòu)較少;溫度低,可能只停留在G.P區(qū)或過渡相階段; 沉淀過程雖可分為幾個(gè)階段,但往往是相互交疊并競爭的,在一定的溫度和時(shí)間有一個(gè)主要的階段。Al-Mg、Al-Zn合金在較高溫度時(shí)效,不出現(xiàn)G.P區(qū)和共格過渡相,直接形成半共格過渡相。 MgZn2的不存在共格過渡相階段,Mg2Si的過渡相階段可忽略。Al-Li合

13、金(Al3Li)首先沉淀出非化學(xué)計(jì)量比有序相,隨后轉(zhuǎn)變?yōu)榛瘜W(xué)計(jì)量比有序相Al3Li。 36(a) (a) 共格界面共格界面 (b) (b) 半共格界面半共格界面 (c) (c) 非共格界面非共格界面彈性應(yīng)變能:彈性應(yīng)變能: 大大 中中 小小界界 面面 能:能: 小小 中中 大大脫溶不直接沉淀出穩(wěn)定相:平衡相一般與基體形成新的非共格界面、界面能大;脫溶產(chǎn)物與基體完全或部分共格,界面能??;界面能小的相,形核功小,易形成;且G.P區(qū)與基體濃度差較小,易通過擴(kuò)散形核并長大,所以一般脫溶時(shí)先形成G.P.區(qū)。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素1.1.合金成分合金成分 主要因素:主

14、要因素:2.2.淬火加熱溫度和保溫時(shí)間淬火加熱溫度和保溫時(shí)間3.3.淬火冷卻速度淬火冷卻速度4.4.時(shí)效溫度和時(shí)間時(shí)效溫度和時(shí)間1.1.合金成分合金成分 時(shí)效后硬度增量與二元合金成分關(guān)系時(shí)效后硬度增量與二元合金成分關(guān)系隨合金元素濃度增高,淬火后固溶體隨合金元素濃度增高,淬火后固溶體的過飽和濃度更高,隨后時(shí)效時(shí)脫溶的過飽和濃度更高,隨后時(shí)效時(shí)脫溶質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)更大。質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)更大。C5-應(yīng)有最大時(shí)效效果,但要得到應(yīng)有最大時(shí)效效果,但要得到C5濃度的過飽和固溶體需從共晶溫度淬濃度的過飽和固溶體需從共晶溫度淬火,將導(dǎo)致合金過燒從而影響性能?;穑瑢?dǎo)致合金過燒從而影響性能。C6-當(dāng)合金濃度超過極限溶解

15、度時(shí),雖當(dāng)合金濃度超過極限溶解度時(shí),雖在相同淬火時(shí)效工藝下得到脫溶產(chǎn)物在相同淬火時(shí)效工藝下得到脫溶產(chǎn)物密度相同,但增加了不參加時(shí)效過程密度相同,但增加了不參加時(shí)效過程的的相含量,降低相含量,降低相含量,從而降低相含量,從而降低合金性能合金性能C4-接近極限溶解度成分合金,淬火態(tài)具有接近極限溶解度成分合金,淬火態(tài)具有高強(qiáng)度,且具有較好的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)。高強(qiáng)度,且具有較好的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)。最高強(qiáng)度的時(shí)效合金位于接近最大溶解度位置,由于固溶體過飽和最高強(qiáng)度的時(shí)效合金位于接近最大溶解度位置,由于固溶體過飽和濃度越高分解越迅速,其達(dá)到強(qiáng)化最大值時(shí)效時(shí)間也最短。濃度越高分解越迅速,其達(dá)到強(qiáng)化最大值時(shí)效時(shí)間也最

16、短。C C4 4C C5 5C C6 62.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素1.1.合金成分合金成分 微量微量Ag對對Al-Cu-Mg-Mn合金合金185時(shí)效硬化曲線的影響時(shí)效硬化曲線的影響不同不同Ag含量對含量對Al-Cu-Mg-Mn合金淬火態(tài)合金淬火態(tài)DSC曲線曲線未添加未添加Ag0.3%Ag0.6%Ag未添加未添加Ag0.3%Ag0.6%AgG.P.區(qū)析出區(qū)析出G.P.區(qū)溶解區(qū)溶解G.P.區(qū)強(qiáng)化區(qū)強(qiáng)化Ag添加在一定程度上抑制了基體合金中添加在一定程度上抑制了基體合金中G.P.區(qū)的析出,加速了人工區(qū)的析出,加速了人工時(shí)效過程,提高了合金的硬化能力。時(shí)效過程,提高了合

17、金的硬化能力。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素2.2.淬火加熱溫度和保溫時(shí)間淬火加熱溫度和保溫時(shí)間 淬火加熱溫度淬火加熱溫度:下限為固溶度曲線:下限為固溶度曲線(ab線線) ,上限為開始熔化溫度。,上限為開始熔化溫度。淬火溫度的要求比較嚴(yán)格,容許的淬火溫度的要求比較嚴(yán)格,容許的波動范圍小。波動范圍小。淬火加熱采用溫度能準(zhǔn)確控制以及淬火加熱采用溫度能準(zhǔn)確控制以及爐內(nèi)溫度均勻的浴爐或氣體循環(huán)爐,爐內(nèi)溫度均勻的浴爐或氣體循環(huán)爐,工件以單片的方式懸掛于爐中。工件以單片的方式懸掛于爐中。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素u 使相變過程能夠充分進(jìn)行(過

18、剩相充分溶解),使使相變過程能夠充分進(jìn)行(過剩相充分溶解),使組織充分轉(zhuǎn)變到淬火需要的形態(tài)組織充分轉(zhuǎn)變到淬火需要的形態(tài) 。u 保溫時(shí)間主要取決于成分、原始組織及加熱溫度。保溫時(shí)間主要取決于成分、原始組織及加熱溫度。溫度愈高,相變速率愈大,所需保溫時(shí)間愈短。溫度愈高,相變速率愈大,所需保溫時(shí)間愈短。 為獲為獲得細(xì)晶粒組織并防止晶粒長大,在保證強(qiáng)化相全部溶得細(xì)晶粒組織并防止晶粒長大,在保證強(qiáng)化相全部溶解的前提下,盡量采用快速加熱及短的保溫時(shí)間是合解的前提下,盡量采用快速加熱及短的保溫時(shí)間是合理的。理的。 2.2.淬火加熱溫度和保溫時(shí)間淬火加熱溫度和保溫時(shí)間 2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁

19、合金中相變的主要因素TemperTensile strength/MPaYield strength/MPaElongation/%493, 20min473.4319.922.3503, 20min481.4331.023.8實(shí)例:淬火溫度對實(shí)例:淬火溫度對25242524合金組織及性能的影響合金組織及性能的影響 隨著淬火溫度的隨著淬火溫度的升高,合金中粗升高,合金中粗大相明顯減少,大相明顯減少,合金基體中溶質(zhì)合金基體中溶質(zhì)原子濃度增加,原子濃度增加,隨后自然時(shí)效強(qiáng)隨后自然時(shí)效強(qiáng)化效果顯著增強(qiáng)?;Ч@著增強(qiáng)。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素3.3.淬火冷卻速度淬

20、火冷卻速度淬火冷卻速度取決于過淬火冷卻速度取決于過飽和固溶體的穩(wěn)定性飽和固溶體的穩(wěn)定性 Vc - 臨界冷卻速度:即臨界冷卻速度:即過飽和固溶體在冷卻過過飽和固溶體在冷卻過程中不發(fā)生分解的最小程中不發(fā)生分解的最小冷卻速度。冷卻速度。Vc與合金系、合金元素與合金系、合金元素含量和淬火前合金組織含量和淬火前合金組織有關(guān)。有關(guān)。臨界冷卻速度臨界冷卻速度2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素3.3.淬火冷卻速度淬火冷卻速度l 不同的合金成分,原子擴(kuò)散速率不同,基體與脫溶時(shí)間、不同的合金成分,原子擴(kuò)散速率不同,基體與脫溶時(shí)間、表面能以及彈性應(yīng)變能不同。因此,不同系中脫溶相形核速率表面

21、能以及彈性應(yīng)變能不同。因此,不同系中脫溶相形核速率不同,使固溶體穩(wěn)定性有很大差異。不同,使固溶體穩(wěn)定性有很大差異。l 水淬易使工件產(chǎn)生大殘余應(yīng)力及變形。為克服這一缺點(diǎn),水淬易使工件產(chǎn)生大殘余應(yīng)力及變形。為克服這一缺點(diǎn),可采用不同淬火介質(zhì),如在油、空氣及其他冷卻較緩和的介質(zhì)可采用不同淬火介質(zhì),如在油、空氣及其他冷卻較緩和的介質(zhì)中淬火,或適當(dāng)升高水溫。此外,也可采用一些特殊的淬火方中淬火,或適當(dāng)升高水溫。此外,也可采用一些特殊的淬火方法,如等溫淬火、分級淬火等。法,如等溫淬火、分級淬火等。l 淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間內(nèi),固溶體發(fā)生部分分解,不僅會降低時(shí)效淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間內(nèi),固溶體發(fā)生部分分解,不僅會降低時(shí)效后強(qiáng)度

22、性能,而且對材料晶間腐蝕抗力也有不利影響。因此應(yīng)后強(qiáng)度性能,而且對材料晶間腐蝕抗力也有不利影響。因此應(yīng)盡量縮短轉(zhuǎn)移時(shí)間。盡量縮短轉(zhuǎn)移時(shí)間。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素實(shí)例:淬火介質(zhì)對實(shí)例:淬火介質(zhì)對70557055合金晶界析出的影響合金晶界析出的影響室溫水淬室溫水淬沸水淬沸水淬不同淬火介質(zhì)淬火不同淬火介質(zhì)淬火7055合金組織合金組織TEM照片照片n 淬火過程中,合金晶淬火過程中,合金晶界析出界析出平衡相,空氣淬平衡相,空氣淬火合金時(shí)效后晶界析出相火合金時(shí)效后晶界析出相較大,呈不連續(xù)分布。晶較大,呈不連續(xù)分布。晶界界PFZ隨淬火速率減小而隨淬火速率減小而增大。增大

23、。n 快速淬火時(shí),第二相快速淬火時(shí),第二相沒有時(shí)間在晶界上形核析沒有時(shí)間在晶界上形核析出出, 時(shí)效時(shí)第二相可沿晶時(shí)效時(shí)第二相可沿晶界較均勻析出。界較均勻析出。n 隨著淬火速率的降低,隨著淬火速率的降低,第二相有充分的時(shí)間在晶第二相有充分的時(shí)間在晶界上形核并出現(xiàn)一定程度界上形核并出現(xiàn)一定程度的長大。的長大。室溫空淬室溫空淬2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素 晶界是空位阱,合金冷卻過程中空位向晶界擴(kuò)散從而形成一定的濃度梯度。晶界是空位阱,合金冷卻過程中空位向晶界擴(kuò)散從而形成一定的濃度梯度。淬火速率越小,更多的空位可擴(kuò)散并消失在晶界。淬火速率減小將導(dǎo)致晶界無沉淬火速率越小,

24、更多的空位可擴(kuò)散并消失在晶界。淬火速率減小將導(dǎo)致晶界無沉淀析出帶寬化。淀析出帶寬化。 合金緩慢冷卻過程中,晶界第二相的析出導(dǎo)致晶界附近溶質(zhì)貧乏加劇,亦會導(dǎo)合金緩慢冷卻過程中,晶界第二相的析出導(dǎo)致晶界附近溶質(zhì)貧乏加劇,亦會導(dǎo)致無沉淀析出帶一定程度的寬化。致無沉淀析出帶一定程度的寬化。實(shí)例:淬火介質(zhì)對實(shí)例:淬火介質(zhì)對70557055合金晶界析出的影響合金晶界析出的影響晶界無沉淀析出帶寬度與淬火速率的關(guān)系示意圖晶界無沉淀析出帶寬度與淬火速率的關(guān)系示意圖溶質(zhì)原子的濃度分布溶質(zhì)原子的濃度分布快速淬火時(shí)空位的濃度分布快速淬火時(shí)空位的濃度分布慢速淬火時(shí)空位的濃度分布慢速淬火時(shí)空位的濃度分布2.4 影響鋁合金

25、中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素4.4.時(shí)效溫度和時(shí)間時(shí)效溫度和時(shí)間Al-Cu合金合金130及及190 時(shí)效硬化曲線時(shí)效硬化曲線130190 在一定時(shí)效溫度下,硬度隨時(shí)效時(shí)間延長而升高,到達(dá)峰值后隨即下在一定時(shí)效溫度下,硬度隨時(shí)效時(shí)間延長而升高,到達(dá)峰值后隨即下降;對于相同合金,時(shí)效溫度越高,合金脫溶越快,達(dá)到時(shí)效峰值時(shí)降;對于相同合金,時(shí)效溫度越高,合金脫溶越快,達(dá)到時(shí)效峰值時(shí)間越短,但強(qiáng)化效果減??;不同強(qiáng)化區(qū)域?qū)?yīng)于不同的脫溶產(chǎn)物。間越短,但強(qiáng)化效果減?。徊煌瑥?qiáng)化區(qū)域?qū)?yīng)于不同的脫溶產(chǎn)物。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素實(shí)例:實(shí)例:Al-4.0Cu-0

26、.3Mg(wt.%)Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)的析出過程的析出過程不同時(shí)效溫度下合金時(shí)效硬化曲線不同時(shí)效溫度下合金時(shí)效硬化曲線Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)合金處于合金處于S三相區(qū),其析出序列為:三相區(qū),其析出序列為:隨時(shí)效時(shí)間的增加,合金表現(xiàn)處隨時(shí)效時(shí)間的增加,合金表現(xiàn)處明顯的時(shí)效硬化過程,當(dāng)硬度值明顯的時(shí)效硬化過程,當(dāng)硬度值達(dá)到峰值繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間,合達(dá)到峰值繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間,合金進(jìn)入過時(shí)效階段。金進(jìn)入過時(shí)效階段。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素Acta Materialia 56 (2008) 2147-2160實(shí)例:實(shí)例:Al-4.0

27、Cu-0.3Mg(wt.%)Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)的析出過程的析出過程200/10h200/20min未見明顯的析出未見明顯的析出有明顯析出相形成有明顯析出相形成( , , S )隨著時(shí)效時(shí)間的延長,合金中隨著時(shí)效時(shí)間的延長,合金中100 面上析出面上析出相,相,110 上析出的上析出的相,還有沿相,還有沿210 面析出的少量平衡面析出的少量平衡S相。相。合金合金 TEM明場相及衍射花樣明場相及衍射花樣2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素Acta Materialia 56 (2008) 2147-2160實(shí)例:實(shí)例:Al-4.0Cu-0.3Mg(wt

28、.%)Al-4.0Cu-0.3Mg(wt.%)的析出過程的析出過程200/30h200/200h合金合金 TEM明場相及衍射花樣明場相及衍射花樣隨著時(shí)效保溫時(shí)間不斷延長,隨著時(shí)效保溫時(shí)間不斷延長, 不斷長大。對應(yīng)合金的過時(shí)效軟化階段不斷長大。對應(yīng)合金的過時(shí)效軟化階段2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素5.5.影響鋁合金相變其他因素影響鋁合金相變其他因素應(yīng)力場應(yīng)力場缺陷(空位,位錯(cuò))缺陷(空位,位錯(cuò))外場(電場,磁場,輻照等)外場(電場,磁場,輻照等)2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素實(shí)例:電場加載對實(shí)例:電場加載對Al-Cu-MgAl-Cu-M

29、g合金時(shí)效的影響合金時(shí)效的影響未施加電未施加電場場施加電場施加電場晶界處能譜分析晶界處能譜分析晶界處能譜分析晶界處能譜分析經(jīng)強(qiáng)電場加載(經(jīng)強(qiáng)電場加載(9kV/cm)方式下的)方式下的190人工時(shí)效人工時(shí)效10h后,合金中后,合金中S相尺相尺寸明顯減少,晶界處寸明顯減少,晶界處S相析出數(shù)量明顯增加,晶界有寬化的趨勢。相析出數(shù)量明顯增加,晶界有寬化的趨勢。2.4 影響鋁合金中相變的主要因素影響鋁合金中相變的主要因素53按生成溫度把鋁合金的相分成三類:按生成溫度把鋁合金的相分成三類:結(jié)晶相結(jié)晶相:在合金結(jié)晶開始和結(jié)晶終了溫度范圍內(nèi)生成的粗大化合物即第一類質(zhì)在合金結(jié)晶開始和結(jié)晶終了溫度范圍內(nèi)生成的粗大

30、化合物即第一類質(zhì)點(diǎn),稱為結(jié)晶相。該相尺寸為點(diǎn),稱為結(jié)晶相。該相尺寸為0.1-0.30m。如:。如:(CuFeMn)Al6 , MgZn2, (FeMn)Al6 。按結(jié)晶時(shí)的反應(yīng)類型,結(jié)晶相又可以分為:初晶相、共晶相、包。按結(jié)晶時(shí)的反應(yīng)類型,結(jié)晶相又可以分為:初晶相、共晶相、包共晶生成物、包晶生成物。共晶生成物、包晶生成物。沉淀相沉淀相:在低于結(jié)晶終了溫度,高于時(shí)效溫度的溫度區(qū)間內(nèi)形成具有中間尺寸在低于結(jié)晶終了溫度,高于時(shí)效溫度的溫度區(qū)間內(nèi)形成具有中間尺寸的質(zhì)點(diǎn)為沉淀相,即第二類質(zhì)點(diǎn)。該相尺寸為的質(zhì)點(diǎn)為沉淀相,即第二類質(zhì)點(diǎn)。該相尺寸為0.01-0.5m。如:。如:Al12Mg2Cr、 Al20C

31、u、MnAl6 。 時(shí)效相時(shí)效相:在時(shí)效溫度下沉淀的微細(xì)質(zhì)點(diǎn),即第三類質(zhì)點(diǎn),尺寸一般為在時(shí)效溫度下沉淀的微細(xì)質(zhì)點(diǎn),即第三類質(zhì)點(diǎn),尺寸一般為0.001-0.1 m,過時(shí)效時(shí),晶界可出現(xiàn),過時(shí)效時(shí),晶界可出現(xiàn)1m的粗大質(zhì)點(diǎn)。的粗大質(zhì)點(diǎn)。(Mg2Si)Si金相照片:金相照片:Al-Mg-Si鑄態(tài)合金中存在鑄態(tài)合金中存在,(Mg2Si),以及初生以及初生Si相相Al-Mg-Si鑄態(tài)金相顯微組織鑄態(tài)金相顯微組織實(shí)例:實(shí)例:Al-Mg-Si合金中的結(jié)晶相合金中的結(jié)晶相實(shí)例:實(shí)例:Al-Mg-Si合金中的沉淀相合金中的沉淀相Al-Mg-Si 合金合金683K保溫保溫30min掃描電鏡掃描電鏡照片照片析出相析

32、出相實(shí)例:實(shí)例:Al-Mg-Si合金中的相合金中的相Al-Mg-Si合金合金553K保溫保溫240h透射電鏡組織透射電鏡組織(Mg2Si)透射電鏡:時(shí)效態(tài)透射電鏡:時(shí)效態(tài) Al-Mg-Si合金中存在納米尺度的合金中存在納米尺度的(Mg2Si)5758元元素素ZnMgCuLiMnSiCrVCdTiZrCaw82.217.45.64.21.821.650.720.60.471.150.280.15960Al-Cu、Al-Cu+其它系合金中的主要沉淀強(qiáng)化相,在自然時(shí)效時(shí)形成G.P區(qū),人工時(shí)效至與的過渡階段對應(yīng)強(qiáng)度峰值,強(qiáng)化效果和耐熱性均好,但使抗腐蝕性降低。 61Al-Cu-Mg系合金的主要沉淀強(qiáng)化

33、相,自然時(shí)效形成G.P區(qū),人工時(shí)效至過渡相為強(qiáng)化峰值,強(qiáng)化效果和耐熱性好,但使抗腐蝕性降低。 62Al-Zn-Mg系合金的主要沉淀強(qiáng)化相,人工時(shí)效,過渡相的強(qiáng)化效果很好,耐熱性不佳,使抗腐蝕性下降較大。 球狀G.P區(qū)在基體(111)面長成盤狀;繼續(xù)時(shí)效形成 相,與基體半共格,屬六方晶系的Laves相63Al-Mg-Si系合金的主要沉淀強(qiáng)化相,強(qiáng)化效果一般,有停放效應(yīng),通常采用人工時(shí)效。 64Al-Li系合金的主要時(shí)效強(qiáng)化相,L12結(jié)構(gòu),與基體共格,呈球狀,強(qiáng)化效果好,易被位錯(cuò)切截,出現(xiàn)共面滑移。6566(1)粗大金屬間化合物,尺寸大于0.5m,一般在凝固或均勻化過程形成,受載時(shí),粗大金屬間化合

34、物與基體的界面處出現(xiàn)位錯(cuò)塞積,成為裂紋源,嚴(yán)重危害疲勞性能。(2)尺寸0.005-0.05m的金屬間化合物,主要有含Cr、Mn、Zr的Al20CuMn3、Al12Mn2Cr、Al3Zr等,可再長大;其尺寸和間距較大時(shí),則促進(jìn)再結(jié)晶均勻化或過時(shí)效過程形成。其尺寸細(xì)小和彌散分布時(shí),可阻礙再結(jié)晶和晶粒形核。 (3) 尺寸小至0.01m的沉淀物,亦稱時(shí)效強(qiáng)化相,在時(shí)效過程形成,鋁合金相組成中最重要的,是時(shí)效強(qiáng)化的基本條件(CuAl2), S(Al2CuMg), (Mg2Si) ,(MgZn2)和T(Al2Mg2Zn3),TMn(Al2Mn2Cu)、TNi(Al6CuNi),(Al3Li) TMn(Al

35、2Mn2Cu)、TNi(Al6CuNi) 分別為Al-Cu-Mn和Al-Cu-Ni系合金沉淀強(qiáng)化相,人工時(shí)效,耐熱性很好。67686970第四節(jié)第四節(jié) 鋁合金的熱處理鋁合金的熱處理71724-1 4-1 基于回復(fù)及再結(jié)晶退火基于回復(fù)及再結(jié)晶退火(1) 1) 對象對象: :冷變形或有嚴(yán)重內(nèi)應(yīng)力的金屬及其合金冷變形或有嚴(yán)重內(nèi)應(yīng)力的金屬及其合金提高塑性,降低變形抗力,有利于變形材料繼續(xù)的后續(xù)加工提高塑性,降低變形抗力,有利于變形材料繼續(xù)的后續(xù)加工(2) 2) 目的目的: :有利于加工制品的最終使用性能有利于加工制品的最終使用性能u隨著冷變形程度增大,加工硬化,變形抗力增大,塑性降低;隨著冷變形程度增

36、大,加工硬化,變形抗力增大,塑性降低;u變形不均,導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生。變形不均,導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生。(3) 3) 原因原因: :(4) 4) 退火過程中主要固態(tài)轉(zhuǎn)變退火過程中主要固態(tài)轉(zhuǎn)變: :回復(fù)、再結(jié)晶與晶粒長大回復(fù)、再結(jié)晶與晶粒長大73本質(zhì)本質(zhì):點(diǎn)缺陷運(yùn)動和位錯(cuò)運(yùn)動及其重新組織。 冷變形儲能冷變形儲能:(殘余應(yīng)力)驅(qū)使發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶。冷變形儲能以晶格畸變、各種缺陷存在?;貜?fù)退火回復(fù)退火: 晶格畸變將恢復(fù),各種缺陷減少、組合,合金組織與結(jié)構(gòu)向晶格畸變將恢復(fù),各種缺陷減少、組合,合金組織與結(jié)構(gòu)向平衡態(tài)轉(zhuǎn)化。回復(fù)不能完全釋放冷變形儲能。平衡態(tài)轉(zhuǎn)化?;貜?fù)不能完全釋放冷變形儲能。軟化,加工硬化減弱,強(qiáng)度下

37、降,塑性提高,但都不明顯。4-1 4-1 基于回復(fù)及再結(jié)晶退火基于回復(fù)及再結(jié)晶退火儲能差消失,無結(jié)構(gòu)、成分的改變,僅伴隨著缺陷運(yùn)動與消失,是一種組織變化。再結(jié)晶退火:再結(jié)晶退火:再結(jié)晶從廣義上講包括回復(fù)(點(diǎn)缺陷,位錯(cuò)重布),再結(jié)晶從廣義上講包括回復(fù)(點(diǎn)缺陷,位錯(cuò)重布),再結(jié)晶(形核長大),晶粒長大三個(gè)階段再結(jié)晶(形核長大),晶粒長大三個(gè)階段。主要指再結(jié)晶形核到再結(jié)晶主要指再結(jié)晶形核到再結(jié)晶完了。完了。74冷變形金屬在加熱退火過程中組織性能變化冷變形金屬在加熱退火過程中組織性能變化75根據(jù)加熱時(shí)冷變形金屬所發(fā)生過程的本質(zhì),這類退火可分為回復(fù)退火、消除根據(jù)加熱時(shí)冷變形金屬所發(fā)生過程的本質(zhì),這類退火

38、可分為回復(fù)退火、消除內(nèi)應(yīng)力退火、再內(nèi)應(yīng)力退火、再 結(jié)晶退火等;而根據(jù)退火軟化程度,則可分為完全退火和不結(jié)晶退火等;而根據(jù)退火軟化程度,則可分為完全退火和不完全退火。根據(jù)退火溫度高低,則可分為低溫退火、中溫退火和高溫退火。完全退火。根據(jù)退火溫度高低,則可分為低溫退火、中溫退火和高溫退火。New equiaxed and strain-free grainsLow temperture anneal hardening 加熱退火過程中性能變化:加熱退火過程中性能變化:76774-2 均勻化退火均勻化退火用于消除或減少鑄態(tài)合金非平衡狀態(tài)的熱處理。其基本過程和主要用于消除或減少鑄態(tài)合金非平衡狀態(tài)的熱處

39、理。其基本過程和主要目的是借助于高溫時(shí)合金內(nèi)部(固溶體)原子的擴(kuò)散是鑄錠晶內(nèi)化目的是借助于高溫時(shí)合金內(nèi)部(固溶體)原子的擴(kuò)散是鑄錠晶內(nèi)化學(xué)成分均勻,組織達(dá)到或接近平衡狀態(tài),改善復(fù)相合金中第二相的學(xué)成分均勻,組織達(dá)到或接近平衡狀態(tài),改善復(fù)相合金中第二相的形狀和分布,提高合金塑性,改善加工性能和最終使用性能形狀和分布,提高合金塑性,改善加工性能和最終使用性能處理的對象是鑄錠或鑄件處理的對象是鑄錠或鑄件冷速較大,凝固較快 ,固相擴(kuò)散來不及形成+(+)組織二元共晶系相圖及非平衡固相線二元共晶系相圖及非平衡固相線工藝:加熱高溫保溫緩冷S784-3 淬火淬火固溶處理固溶處理將金屬合金從固態(tài)下的高溫狀態(tài)以過

40、冷或過飽和形式固定到室溫,或使高將金屬合金從固態(tài)下的高溫狀態(tài)以過冷或過飽和形式固定到室溫,或使高溫相在冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變成另一種晶體結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)狀態(tài)。擴(kuò)散來不及進(jìn)行。溫相在冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變成另一種晶體結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)狀態(tài)。擴(kuò)散來不及進(jìn)行。針對鋁合金等無同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變合金, “無多型性轉(zhuǎn)變的淬火”,又稱為“固溶處理固溶處理”針對Ti/Fe等有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的合金,稱為“有多型性轉(zhuǎn)變的淬火”。Ti,BCC/FCC結(jié)構(gòu),淬火過程無擴(kuò)散,合金成分無變化,結(jié)構(gòu)變化。目的:獲取過飽和固溶體,為時(shí)效做準(zhǔn)備。目的:獲取過飽和固溶體,為時(shí)效做準(zhǔn)備。794-4 時(shí)效時(shí)效淬火得到過飽和固溶體處于亞穩(wěn)狀態(tài),有向低能轉(zhuǎn)變的的趨勢,這淬火得到過飽

41、和固溶體處于亞穩(wěn)狀態(tài),有向低能轉(zhuǎn)變的的趨勢,這種轉(zhuǎn)化是通過種轉(zhuǎn)化是通過加熱、保溫加熱、保溫時(shí)時(shí)過飽和固溶體的分解過飽和固溶體的分解來實(shí)現(xiàn)的。來實(shí)現(xiàn)的。淬火淬火+時(shí)效,先后工序。淬火是時(shí)效前的工序,也可以是終態(tài)工序時(shí)效,先后工序。淬火是時(shí)效前的工序,也可以是終態(tài)工序;時(shí)效則必須先進(jìn)行淬火。;時(shí)效則必須先進(jìn)行淬火。在室溫隨時(shí)間延長,強(qiáng)度升高在室溫隨時(shí)間延長,強(qiáng)度升高人工時(shí)效室溫與強(qiáng)度的關(guān)系人工時(shí)效室溫與強(qiáng)度的關(guān)系冷時(shí)效和溫時(shí)效冷時(shí)效和溫時(shí)效冷時(shí)效:冷時(shí)效: 較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效較低溫度下進(jìn)行的時(shí)效 其硬度一開始迅速上升,其硬度一開始迅速上升, 達(dá)到一定值后恒定達(dá)到一定值后恒定冷時(shí)效溫度越高,硬度上

42、升愈快,冷時(shí)效溫度越高,硬度上升愈快, 能達(dá)到的硬度值越高能達(dá)到的硬度值越高故可用提高時(shí)效溫度的辦法故可用提高時(shí)效溫度的辦法 縮短時(shí)效時(shí)間縮短時(shí)效時(shí)間冷時(shí)效主要形成冷時(shí)效主要形成G.P區(qū)區(qū) 冷時(shí)效和溫時(shí)效冷時(shí)效和溫時(shí)效溫時(shí)效:溫時(shí)效:較高的時(shí)效溫度下進(jìn)行,較高的時(shí)效溫度下進(jìn)行, 有孕育期,然后硬度迅速上升有孕育期,然后硬度迅速上升, 達(dá)到極值后隨時(shí)間延長而下降。達(dá)到極值后隨時(shí)間延長而下降。 (過時(shí)效)(過時(shí)效)溫時(shí)效溫度越高,硬度上升速度越快,溫時(shí)效溫度越高,硬度上升速度越快, 但能達(dá)到的最大硬度值越低,但能達(dá)到的最大硬度值越低, 越容易出現(xiàn)過時(shí)效。越容易出現(xiàn)過時(shí)效。溫時(shí)效析出的是過渡相與平衡

43、相溫時(shí)效析出的是過渡相與平衡相。 83 時(shí)效硬化曲線:時(shí)效硬化曲線: 1) 1) 初期初期: :形成形成 G.P.G.P.區(qū)區(qū)與母相保持共格關(guān)系,具與母相保持共格關(guān)系,具有內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng),再加有內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng),再加上切過強(qiáng)化效應(yīng)而使硬度上切過強(qiáng)化效應(yīng)而使硬度顯著升高。顯著升高。 隨著時(shí)效時(shí)間隨著時(shí)效時(shí)間的延長,的延長,G.P.G.P.區(qū)數(shù)量增多,區(qū)數(shù)量增多,硬度升高。當(dāng)硬度升高。當(dāng) G.P.G.P.區(qū)數(shù)量區(qū)數(shù)量達(dá)到平衡值時(shí)硬度不再增達(dá)到平衡值時(shí)硬度不再增加,出現(xiàn)平臺。加,出現(xiàn)平臺。2) 2) 中期:析出的中期:析出的相相也與母相保持共格關(guān)系,內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化,位錯(cuò)線可以切也與母相保持共格關(guān)系,內(nèi)應(yīng)變

44、強(qiáng)化,位錯(cuò)線可以切過過相,故相,故相的析出使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高,并隨相的析出使硬度和強(qiáng)度進(jìn)一步升高,并隨相數(shù)量及相數(shù)量及尺寸的增加而增加。當(dāng)尺寸的增加而增加。當(dāng)相粗化到位錯(cuò)線能夠繞過時(shí),隨著顆粒尺寸和相粗化到位錯(cuò)線能夠繞過時(shí),隨著顆粒尺寸和顆粒間距的增大,硬度開始下降,出現(xiàn)過時(shí)效。顆粒間距的增大,硬度開始下降,出現(xiàn)過時(shí)效。3) 3) 后期:析出后期:析出相時(shí)相時(shí),與母相保持半共格關(guān)系,且形成后很快粗化到位錯(cuò),與母相保持半共格關(guān)系,且形成后很快粗化到位錯(cuò)線可以繞過的尺寸,半共格關(guān)系很快被破壞,因此線可以繞過的尺寸,半共格關(guān)系很快被破壞,因此相出現(xiàn)不久硬度即相出現(xiàn)不久硬度即開始下降。開始下降。相

45、的析出只能導(dǎo)致硬度下降。相的析出只能導(dǎo)致硬度下降。 1. 從淬火到人工時(shí)效之停留時(shí)間從淬火到人工時(shí)效之停留時(shí)間. 對所有鋁合金都限定在對所有鋁合金都限定在2H內(nèi)進(jìn)行人工時(shí)效內(nèi)進(jìn)行人工時(shí)效.而某些鋁合而某些鋁合金如金如 Al-Mg-Si系系(6*型型)在室溫停留後再進(jìn)行人工時(shí)效在室溫停留後再進(jìn)行人工時(shí)效.合金合金的強(qiáng)度指標(biāo)達(dá)不到最大值,而塑性則有上升的強(qiáng)度指標(biāo)達(dá)不到最大值,而塑性則有上升.而而6061材料淬火材料淬火後應(yīng)立即進(jìn)行人工時(shí)效,否則會直接影響時(shí)效後之強(qiáng)度後應(yīng)立即進(jìn)行人工時(shí)效,否則會直接影響時(shí)效後之強(qiáng)度.2. 合金的化學(xué)成份影響合金的化學(xué)成份影響. 一般二元合金如一般二元合金如Al-Si

46、 、 Al-Mg 、 Al-Mn 、 Al-Zn等等通常不採用人工時(shí)效通常不採用人工時(shí)效.而有些二元合金如而有些二元合金如Al-Cu,及三元或多,及三元或多元合金如元合金如Al-Mg - Si 、 Al-Cu -Mg - Si 則可進(jìn)行人工時(shí)效則可進(jìn)行人工時(shí)效.3. 合金的固溶處理合金的固溶處理(T4)工藝影響工藝影響. 為獲得良好的時(shí)效強(qiáng)化效果,在不發(fā)生過熱、過燒及結(jié)為獲得良好的時(shí)效強(qiáng)化效果,在不發(fā)生過熱、過燒及結(jié)晶長大的條件下,淬火加熱溫度高些、保溫時(shí)間長些晶長大的條件下,淬火加熱溫度高些、保溫時(shí)間長些.有利於有利於獲得最大過飽和度的均勻的固溶體獲得最大過飽和度的均勻的固溶體.另外在淬火冷

47、卻過程,且另外在淬火冷卻過程,且不可析出第二相不可析出第二相.否則在隨後的時(shí)效處理時(shí)將起晶核作用否則在隨後的時(shí)效處理時(shí)將起晶核作用.4. 時(shí)效溫度的影響時(shí)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(shù)量、成分在不同溫度下合金析出相的臨界晶核大小、數(shù)量、成分以及聚集長大的速度均會有所不同以及聚集長大的速度均會有所不同.因此溫度過低、過高都會因此溫度過低、過高都會降低強(qiáng)度及硬度降低強(qiáng)度及硬度.8687 最簡單普及的時(shí)效工藝,可以是自然時(shí)效,也可以是人最簡單普及的時(shí)效工藝,可以是自然時(shí)效,也可以是人工時(shí)效。大多時(shí)效到最大硬化狀態(tài),為消除應(yīng)力、穩(wěn)定組織工時(shí)效。大多時(shí)效到最大硬化狀態(tài),為消除應(yīng)

48、力、穩(wěn)定組織和改善抗蝕性,也過時(shí)效。和改善抗蝕性,也過時(shí)效。 固溶處理溫度越高,固溶越快越完全,時(shí)效強(qiáng)化效果越明固溶處理溫度越高,固溶越快越完全,時(shí)效強(qiáng)化效果越明顯,但需防止過燒。顯,但需防止過燒。自然時(shí)效后,塑性高,屈強(qiáng)比低,良好的沖擊韌性和抗蝕自然時(shí)效后,塑性高,屈強(qiáng)比低,良好的沖擊韌性和抗蝕性;人工時(shí)效則相反。性;人工時(shí)效則相反。典型單級時(shí)效熱處理工藝典型單級時(shí)效熱處理工藝 自然時(shí)效TCt組織組織:GP:GP區(qū)區(qū)T人工時(shí)效人工時(shí)效 組織組織:GP區(qū)區(qū)+過渡相過渡相TCtT人工時(shí)效人工時(shí)效 組織組織:過渡相過渡相 (彌散度小、尺寸不均勻)(彌散度小、尺寸不均勻)TtTC89 多級時(shí)效能夠彌

49、補(bǔ)單級時(shí)效顯微組織均勻差、耐蝕性不足多級時(shí)效能夠彌補(bǔ)單級時(shí)效顯微組織均勻差、耐蝕性不足等缺點(diǎn)。特別對等缺點(diǎn)。特別對Al-Zn-Mg和和Al-Zn-Mg-Cu。 分級時(shí)效一般分為預(yù)時(shí)效和最終時(shí)效兩個(gè)階段,預(yù)時(shí)效溫分級時(shí)效一般分為預(yù)時(shí)效和最終時(shí)效兩個(gè)階段,預(yù)時(shí)效溫度小于度小于G.P.區(qū)溶解溫度,在合金中形成高密度區(qū)溶解溫度,在合金中形成高密度G.P.區(qū);最終區(qū);最終時(shí)效在較高溫度下進(jìn)行,以預(yù)時(shí)效形成的時(shí)效在較高溫度下進(jìn)行,以預(yù)時(shí)效形成的G.P.區(qū)為核心析出區(qū)為核心析出均勻彌散的沉淀相。均勻彌散的沉淀相。Tc溫度以下預(yù)成核處理 組織:過渡相 (彌散度大、尺寸均勻)TTcTct TTCtTc溫度以上預(yù)

50、處理:回溫度以上預(yù)處理:回歸再時(shí)效歸再時(shí)效典型多級時(shí)效熱處理工藝典型多級時(shí)效熱處理工藝91時(shí)效合金在時(shí)效強(qiáng)化后,于平衡相或過渡相的固溶度曲線以下某一溫度加熱,時(shí)效硬化時(shí)效硬化現(xiàn)象會立即消除,硬度基本上恢復(fù)到固溶處理狀態(tài)的現(xiàn)象。硬鋁回歸現(xiàn)象:在加熱250,保溫2060s時(shí)發(fā)生。92通過時(shí)效形成的G.P區(qū),在加熱到稍高于G.P.區(qū)固溶度曲線的溫度時(shí),G.P.區(qū)發(fā)生溶解,而過渡相和平衡相由于保溫時(shí)間過短來不及形成,再次快冷仍獲得過飽和固溶體。合金回歸后,再次進(jìn)行時(shí)效,仍可重新產(chǎn)生硬化,但時(shí)效速度減慢。回歸處理溫度低于固溶處理溫度空位濃度低原子擴(kuò)散慢時(shí)效速度慢當(dāng)需要工件恢復(fù)塑性便于冷加工,或?yàn)楸苊獯慊?/p>

51、變形或開裂而不宜重新進(jìn)行固溶處理時(shí),可利用回歸現(xiàn)象。(a) 回歸溫度高于初始時(shí)效溫度;(b)回歸處理的加熱時(shí)間一般很短,只要低溫脫溶相完全溶解即可;(c)回歸過程,僅G.P區(qū)(Al-Cu還包括相)重新溶解.Al-Cu合金中不同相的固溶度合金中不同相的固溶度自然時(shí)效后合金一般只生成自然時(shí)效后合金一般只生成G.P.區(qū)或區(qū)或相,當(dāng)合金加熱到相,當(dāng)合金加熱到的固溶度線以上時(shí),的固溶度線以上時(shí), G.P.區(qū)和區(qū)和相將重新溶解,出現(xiàn)性相將重新溶解,出現(xiàn)性能上的回歸。若延長保溫時(shí)間,合金將以能上的回歸。若延長保溫時(shí)間,合金將以相的形核長大相的形核長大方式進(jìn)行時(shí)效過程。方式進(jìn)行時(shí)效過程。2xxx系合金的回歸現(xiàn)

52、象系合金的回歸現(xiàn)象7075合金在合金在RRA處理過程中的顯微組織變化示意圖處理過程中的顯微組織變化示意圖120/24h峰值時(shí)效峰值時(shí)效回歸處理回歸處理(200270 )二次峰時(shí)效二次峰時(shí)效(120 /24h)一級時(shí)效后合金晶界形成較大的鏈狀的非共格一級時(shí)效后合金晶界形成較大的鏈狀的非共格相,決定了合金對應(yīng)力腐相,決定了合金對應(yīng)力腐蝕開裂和剝落腐蝕有較高敏感性。隨后的回歸處理使得晶內(nèi)蝕開裂和剝落腐蝕有較高敏感性。隨后的回歸處理使得晶內(nèi)相回溶,晶相回溶,晶界部分界部分相合并聚集,不再連續(xù)分布。二級時(shí)效保留了回歸處理的晶界形相合并聚集,不再連續(xù)分布。二級時(shí)效保留了回歸處理的晶界形態(tài)和一級時(shí)效的強(qiáng)化析

53、出相,可明顯改善合金性能態(tài)和一級時(shí)效的強(qiáng)化析出相,可明顯改善合金性能特點(diǎn):特點(diǎn):1、回歸處理溫度須高于原先時(shí)效溫度,兩者溫度差、回歸處理溫度須高于原先時(shí)效溫度,兩者溫度差別越大,回歸越快、越徹底;反之,回歸很難發(fā)生別越大,回歸越快、越徹底;反之,回歸很難發(fā)生或不發(fā)生?;虿话l(fā)生。2.、回歸處理加熱時(shí)間通常很短,只要低溫脫溶相完、回歸處理加熱時(shí)間通常很短,只要低溫脫溶相完全溶解即可。時(shí)間過長會出現(xiàn)該溫度下脫溶相,達(dá)全溶解即可。時(shí)間過長會出現(xiàn)該溫度下脫溶相,達(dá)不到回歸效果。不到回歸效果。3.、回歸處理不能完全溶解低溫時(shí)效的脫溶產(chǎn)物,導(dǎo)、回歸處理不能完全溶解低溫時(shí)效的脫溶產(chǎn)物,導(dǎo)致合金不能完全回到淬火

54、狀態(tài),總有少量的性能變致合金不能完全回到淬火狀態(tài),總有少量的性能變化是不可逆的?;遣豢赡娴摹?64.6 形變熱處理形變熱處理將塑性變形的形變強(qiáng)化與熱處理時(shí)的時(shí)效強(qiáng)化相結(jié)合,使將塑性變形的形變強(qiáng)化與熱處理時(shí)的時(shí)效強(qiáng)化相結(jié)合,使成形工藝與最終性能統(tǒng)一起來的一種綜合方法。成形工藝與最終性能統(tǒng)一起來的一種綜合方法。有有低溫形變熱處理(形變時(shí)效):低溫形變熱處理(形變時(shí)效):(1)(1)淬火淬火冷(溫)變形冷(溫)變形人工時(shí)效人工時(shí)效(2)(2)淬火淬火 自然時(shí)效自然時(shí)效冷變形冷變形人工時(shí)效人工時(shí)效(3)(3)淬火淬火 人工時(shí)效人工時(shí)效冷變形冷變形人工時(shí)效人工時(shí)效和和高溫形變熱處理:高溫形變熱處理:熱

55、變形熱變形 淬火淬火 時(shí)效時(shí)效2022-1-30常見的熱處理缺陷過燒淬火變形與開裂機(jī)械性能不合格腐蝕氧化2022-1-30常見的熱處理缺陷過燒正常淬火組織正常淬火組織400400嚴(yán)重過燒組織嚴(yán)重過燒組織4004002022-1-30避免過燒的措施避免過燒的措施1.掌握不同合金的實(shí)際過燒溫度掌握不同合金的實(shí)際過燒溫度2.嚴(yán)格執(zhí)行淬火加熱工藝規(guī)程和準(zhǔn)確控制爐溫嚴(yán)格執(zhí)行淬火加熱工藝規(guī)程和準(zhǔn)確控制爐溫3.定期檢查實(shí)際爐溫的均勻性和控溫儀表的定期檢查實(shí)際爐溫的均勻性和控溫儀表的可靠性可靠性2022-1-30常見的熱處理缺陷淬火開裂l水溫過高水溫過低水溫過低鑄件開裂鑄件開裂強(qiáng)度不夠強(qiáng)度不夠2022-1-30常見的熱處理缺陷機(jī)械性能不合格退退火火產(chǎn)產(chǎn)品品退火溫度偏低退火溫度偏低冷卻

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