本科生培訓(xùn)鋁合金型材加工及強(qiáng)化

會(huì)計(jì)學(xué)1本科生培訓(xùn)鋁合金型材加工及強(qiáng)化1.1概述鋁呈銀白色，密度2.702g/cm3，熔點(diǎn)660.37℃，沸點(diǎn)2467℃。高溫下鋁也與非金屬反應(yīng)，亦溶于酸或堿中。但與水、硫化物，濃硫酸、任何濃度的醋酸，以及一切有機(jī)酸類均無作用。

純鋁大量用于電纜、日用器皿；其合金質(zhì)輕而堅(jiān)韌，是制造飛機(jī)、火箭、汽車的結(jié)構(gòu)材料。第1頁/共39頁1.1概述。良好的低溫性能、無低溫脆性：在攝氏零度以下隨著溫度的降低，其強(qiáng)度和塑性提高。高的導(dǎo)電性：位于銀、銅、金之后。高的導(dǎo)熱性：熱交換器。無磁性：沖擊不產(chǎn)生火花，用于制作如儀表材料、電氣設(shè)備的屏蔽材料，易燃、易爆物的生產(chǎn)器材等。低強(qiáng)度、高塑性：強(qiáng)度為80MPa~130MPa，延伸率30~50%，鋁箔。第2頁/共39頁1.1概述高的耐大氣腐蝕性：鋁在大氣中極易和氧作用生成一層牢固致密的氧化膜，厚度約為50～100?，可防止鋁繼續(xù)氧化；即使在熔融狀態(tài)，仍然能維持氧化膜的保護(hù)作用。因此，鋁在大氣環(huán)境中是抗蝕的。Al2O3膜具有酸、堿兩重性，因此，純鋁除在氧化性的濃硝酸(80～98％)中有極高的穩(wěn)定性外(優(yōu)于Ni—Cr系不銹鋼)，在硫酸、鹽酸、堿、鹽和海水中均不穩(wěn)定。第3頁/共39頁2.1鋁合金按鋁合金所處相圖的位置分類：鋁合金:形變鋁合金、鑄造鋁合金純鋁中加入適量其它元素如Si、Cu、Mg、Zn等即為鋁合金第4頁/共39頁2.1鋁合金形變鋁合金：相圖中D點(diǎn)以左的部分。該類鋁合金加熱至固溶線FD以上時(shí)能形成單相α固溶體，塑性好，適用于壓力加工成形。第5頁/共39頁2.1鋁合金不能熱處理強(qiáng)化的形變鋁合金：相圖中F點(diǎn)以左的部分，組織為單相固溶體，且其溶解度不隨溫度而變化，無法進(jìn)行熱處理強(qiáng)化；第6頁/共39頁2.1鋁合金可熱處理強(qiáng)化的形變鋁合金：相圖中F和D之間的形變鋁合金，固溶體的溶解度隨著溫度而顯著變化，可進(jìn)行熱處理強(qiáng)化。鑄造鋁合金：相圖中D點(diǎn)以右的部分，有共晶鋁合金、亞共晶鋁合金和過共晶鋁合金之分。第7頁/共39頁2.1鋁合金變形鋁合金結(jié)晶過程?2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning?isatrademarkusedhereinunderlicense.第8頁/共39頁2.2鋁合金的加工狀態(tài)我們常見的熱處理強(qiáng)化型鋁合金后面的狀態(tài)代號一般是字母T加添加一位或多位阿拉伯?dāng)?shù)字表示T的細(xì)分狀態(tài)在T后面添加0—10的阿拉伯?dāng)?shù)字，表示細(xì)分狀態(tài)（稱作TX狀態(tài)）。T后面的數(shù)字表示對產(chǎn)品的熱處理程序。T0固溶熱處理后，經(jīng)自然時(shí)效再通過冷加工的狀態(tài)。適用于經(jīng)冷加工提高強(qiáng)度的產(chǎn)品。T1由高溫成型過程冷卻，然后自然時(shí)效至基本穩(wěn)定的狀態(tài)。適用于由高溫成型過程冷卻后，不再進(jìn)行冷加工（可進(jìn)行矯直、矯平，但不影響力學(xué)性能極限）的產(chǎn)品。T2由高溫成型過程冷卻，經(jīng)冷加工后自然時(shí)效至基本穩(wěn)定的狀態(tài)。適用于由高溫成型過程冷卻后，進(jìn)行冷加工、或矯直、矯平以提高強(qiáng)度的產(chǎn)品。T3固溶熱處理后進(jìn)行冷加工，再經(jīng)自然時(shí)效至基本穩(wěn)定的狀態(tài)。適用于在固溶熱處理后，進(jìn)行冷加工、或矯直、矯平以提高強(qiáng)度的產(chǎn)品。第9頁/共39頁2.2鋁合金的加工狀態(tài)T4固溶熱處理后自然時(shí)效至基本穩(wěn)定的狀態(tài)。適用于固溶熱處理后，不在進(jìn)行冷加工（可進(jìn)行矯直、矯平，但不影響力學(xué)性能極限）的產(chǎn)品。T5由高溫成型過程冷卻，然后進(jìn)行人工時(shí)效的狀態(tài)。適用于由高溫成型過程冷卻后，不經(jīng)過冷加工（可進(jìn)行矯直、矯平，但不影響力學(xué)性能極限），予以人工時(shí)效的產(chǎn)品。T6由固溶熱處理后進(jìn)行人工時(shí)效的狀態(tài)。適用于由固溶熱處理后，不再進(jìn)行冷加工（可進(jìn)行矯直、矯平，但不影響力學(xué)性能極限）的產(chǎn)品。T7由固溶熱處理后進(jìn)行人工時(shí)效的狀態(tài)。適用于由固溶熱處理后，為獲取某些重要特性，在人工時(shí)效時(shí)，強(qiáng)度在時(shí)效曲線上越過了最高峰點(diǎn)的產(chǎn)品。

T8固溶熱處理后經(jīng)冷加工，然后進(jìn)行人工時(shí)效的狀態(tài)。適用于經(jīng)冷加工、或矯直、矯平以提高產(chǎn)品強(qiáng)度的產(chǎn)品。第10頁/共39頁2.2鋁合金的加工狀態(tài)T9固溶熱處理后人工時(shí)效，然后進(jìn)行冷加工的狀態(tài)。適用于經(jīng)冷加工提高產(chǎn)品強(qiáng)度的產(chǎn)品。

T10由高溫成型過程冷卻后，進(jìn)行冷加工，然后進(jìn)行人工時(shí)效的狀態(tài)。適用于經(jīng)冷加工、或矯直、矯平以提高產(chǎn)品強(qiáng)度的產(chǎn)品。第11頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化鋁合金的強(qiáng)化方式有固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化、過剩相強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、冷變形強(qiáng)化結(jié)合愛康實(shí)際，我們僅對固溶和時(shí)效兩個(gè)強(qiáng)化方式做探討第12頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化：

無限互溶合金系的組元間具有相似的物理化學(xué)性質(zhì)、原子尺寸差異小，固溶體晶格畸變程度較低，因而固溶強(qiáng)化效果不大。如鋁鋅、鋁銀合金系，固溶強(qiáng)化作用差，因此，Al-Zn、Al-Ag簡單二元合金沒有實(shí)用價(jià)值。固溶強(qiáng)化效果主要取決于基體金屬與合金元素原子半徑差別的大小，原子半徑差別越大，強(qiáng)化效果越明顯，采用溶解度超過1％的其他幾個(gè)元素，如Al-Mg，Al-Cu、A1-Mn、A1-Si，Al-Mg-Si合金系有實(shí)用價(jià)值。第13頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化定義：將鋁合金加熱到固溶線以上保溫后快冷，使第二相來不及析出，得到過飽和、不穩(wěn)定的單一α固溶體。淬火后鋁合金具有很好的塑性，強(qiáng)度和硬度不高。

LL+ααα+?第14頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化機(jī)理：

合金元素加入純鋁之后，形成鋁基固溶體，導(dǎo)致晶格發(fā)生畸變，增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，由此提高鋁的強(qiáng)度。但是組元之間常常具有相似的物理化學(xué)性能和原子尺寸，晶格畸變程度低，固溶強(qiáng)化效果不高。因此，鋁的強(qiáng)化不能單純依靠合金元素的固溶強(qiáng)化作用。

第15頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化機(jī)方法：在線淬火主要是為了得到過飽和固溶體，為時(shí)效處理做好組織上的準(zhǔn)備。淬火工藝三要素1.淬火加熱溫度2.淬火加熱保溫時(shí)間3.淬火冷卻速度第16頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化機(jī)方法：在線淬火

1.淬火加熱溫度上限為開始熔化溫度下限為固溶度曲線（ab線)2.淬火加熱保溫時(shí)間在保證強(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)間第17頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化機(jī)方法：在線淬火

3.淬火冷卻C曲線淬火冷卻速度取決于過飽和固溶體的穩(wěn)定性Vc--臨界冷卻速度：即可防止固溶體在冷卻過程中發(fā)生分解的最小冷卻速度。Vc與合金系、合金元素含量和淬火前合金組織有關(guān)。第18頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化固溶強(qiáng)化機(jī)總結(jié)：

通過高溫加熱使鋁合金中的強(qiáng)化相溶入基體，隨后快冷以抑制強(qiáng)化相在冷卻過程中重新析出，以獲得鋁基過飽和固溶體的過程。

第19頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化

：

鋁合金固溶強(qiáng)化效果有限，要想獲得高強(qiáng)度，必須配以時(shí)效強(qiáng)化處理。合金元素在鋁中要有較大的極限溶解度，其溶解度隨溫度的降低而急劇減小，時(shí)效過程中形成均勻、彌散分布的共格或半共格過渡相，這種相在基體中能造成較強(qiáng)烈的應(yīng)變場，提高對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，從而提高合金的強(qiáng)度。可熱處理強(qiáng)化鋁合金：A1-Cu-Mg、Al-Mg-Si和Al-Zn-Mg系。第20頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化

：過飽和固溶體在室溫下放置一段時(shí)間或加熱到一定溫度保溫一定時(shí)間后，基體中析出新相的過程。

自然時(shí)效：過飽和固溶體在室溫下放置一段時(shí)間的時(shí)效

人工時(shí)效：過飽和固溶體加熱到一定溫度保溫一定時(shí)間的時(shí)效第21頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化

實(shí)質(zhì)：時(shí)效的實(shí)質(zhì)，是第二相從過飽和、不穩(wěn)定的單一固溶體中析出和長大，由于第二相與母相的共格程度不同，使母相產(chǎn)生晶格畸變而強(qiáng)化。第22頁/共39頁脫溶（或沉淀）：從過飽和固溶體中析出一個(gè)成分不同的新相或由溶質(zhì)原子富集形成的亞穩(wěn)區(qū)過渡相的過程，屬于固態(tài)相變。過飽和固溶體的時(shí)效分解產(chǎn)物鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化第23頁/共39頁具有固溶度變化的相圖，從單相區(qū)進(jìn)入到兩相區(qū)時(shí)都會(huì)發(fā)生脫溶沉淀脫溶過程極為復(fù)雜，不是所有的合金均按同一順序進(jìn)行。（1）不同合金脫溶序列不同：

合金系脫溶序列及平衡脫溶相

Al-CuGP區(qū)（片狀）θ”

θ′θ（CuAl2)Al-Zn-MgGP區(qū)（球狀）り’り（MgZn2),GP區(qū)（球狀）T’T（Al2Mg3Zn3）

Al-Mg-SiGP區(qū)（桿狀）β’

β（Mg2Si）

Al-Cu-MgGP區(qū)（桿或球狀）S’S（Al2CuMg）

鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化第24頁/共39頁以Al-Mg-Si合金為例：過飽和固溶體隨著時(shí)效時(shí)間的延長，將發(fā)生下列析出過程：

α過→G·P區(qū)→β″→β′→β

其中G·P區(qū)、β″、β′為亞穩(wěn)定相（β″也可稱為GP2區(qū)）

隨著時(shí)效時(shí)間的延長，組織變化過程為：α過→β＋

G·P區(qū)→α＋

β″→α＋

β′→α＋

β鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化第25頁/共39頁鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化G.P區(qū)：

1938年，A.Guinier和G.D.Prestor各自獨(dú)立用X射線結(jié)構(gòu)分析方法發(fā)現(xiàn)：Al－Cu合金單晶體自然時(shí)效時(shí)在基體的{100}面上發(fā)生了銅原子偏聚，構(gòu)成了富銅的圓盤形片（約含銅90％）即G.P區(qū)。G.P區(qū)的形狀與尺寸：

在電子顯微鏡下呈圓盤狀，直徑約5～10nm，厚約0.4～0.6nm，數(shù)量約1014～1016/cm3第26頁/共39頁鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化G.P區(qū)形成的原因：

G.P區(qū)的形核呈均勻分布，其形核率與晶體中非均勻分布的位錯(cuò)無關(guān)，而完全依賴于淬火所保留下來的空位濃度（因?yàn)槿苜|(zhì)原子可借助于空位進(jìn)行遷移）。凡是能增加空位濃度的因素均能促進(jìn)G.P區(qū)的形成。

第27頁/共39頁鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化對于6063鋁合金,其脫溶序列為α過飽和固溶體→G.P區(qū)→β”相→β相→β相。時(shí)效初期Mg、Si原子在鋁基體的晶面上聚集,形成溶質(zhì)原子富集區(qū)即G.P區(qū),與基體保持共格關(guān)系,邊界上的原子為母相α和G.P區(qū)所共有。為了同時(shí)適應(yīng)兩種不同原子排列形式,共格邊界附近產(chǎn)生彈性應(yīng)變,正是這種晶格的嚴(yán)重畸變阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),從而提高了合金的強(qiáng)度。隨著時(shí)效時(shí)間的延長,Mg、Si原子進(jìn)一步富集并趨向有序化,迅速長大成針狀或棒狀即為β”相,其C軸方向的彈性共格結(jié)合引起的應(yīng)變場最大,它的彈性應(yīng)力也最高。當(dāng)β”相長大到一定尺寸,它的應(yīng)力場遍布整個(gè)基體,應(yīng)變區(qū)幾乎相連,此時(shí)合金的強(qiáng)度較高,隨著時(shí)效過程的進(jìn)一步發(fā)展。第28頁/共39頁鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化在β”相的基礎(chǔ)上,Mg、Si原子進(jìn)一步富集形成局部共格的β′過渡相,其周圍基體的彈性應(yīng)變有所減輕,對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙減少,此時(shí)強(qiáng)度達(dá)到最大值,強(qiáng)度已有所下降。時(shí)效后期在β′相與基體界面上形成穩(wěn)定的β相,失去了與基體之間的共格聯(lián)系,完全從基體中脫離出來,共格應(yīng)變消失,強(qiáng)度下降。從上述脫溶過程來看,G.P區(qū)、β”相和β′相都能有效地提高6063鋁合金的強(qiáng)度,但強(qiáng)化效果有所不同,以β”相的強(qiáng)化效果最大,而一旦出現(xiàn)了β相,合金強(qiáng)度將下降,因而如何提高G.P區(qū)和β”相的密度就成為提高6063鋁合金強(qiáng)度的關(guān)鍵第29頁/共39頁鋁合金的固溶時(shí)效強(qiáng)化2.3鋁合金的強(qiáng)化如何提高GP區(qū)密度和β”相的密度？提高固溶溫度，加強(qiáng)冷卻速度第30頁/共39頁第31頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化共析鋼淬火與鋁合金固溶的區(qū)別工藝操作相同，即加熱、保溫和快冷。共析鋼退火態(tài)組織為珠光體，淬火加熱時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，淬火過程中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。共析鋼淬火后形成的馬氏體硬而脆，共析鋼的淬火鋁合金的固溶處理第32頁/共39頁2.3鋁合金的強(qiáng)化共析鋼淬火與鋁合金固溶的區(qū)別鋁合金退火態(tài)組織為固溶體及分布其上的強(qiáng)化相，固溶加熱時(shí)固溶體基體因強(qiáng)化相的溶入而引起成分變化，其晶體結(jié)構(gòu)并未改變，固溶冷卻過程中，晶體結(jié)構(gòu)也完全