铝的合金化原理

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1、铝的合金化原理1 铝合金的合金化特点Al合金的强化是以Al与合金元素间形成的金属间化合物在a固溶体中的溶 解度变化为基础的。因此，Al虽能同许多金属形成合金，但有高的溶解度和能起 显著强化作用的元素，却只有Zn、Mg、Cu、Si四种(表1-6)，Ag、Ge、Li的极 限溶解度虽很大，但由于它们是稀贵金属，作Al合金的主要合金元素而大量加入 是有困难的。这四种主要合金元素与Al组成的二元(CuAl2、Mg2Si、MgZn2)和 三元化合物(Al2CuMg、Al2Mg3Zn3),在Al中的溶解度能随温度的降低而强烈地 减小，故可通过热处理的办法来提高强度。能形成这种化合物或强化相的合金有 Al-C

2、u、Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si、Al-Zn-Mg 和Al-Zn-Mg-Cu 系，可称之为“热处理 强化型Al合金”还有些合金如Al-Mg、Al-Si和Al-Mn等，加入的合金元素虽然 也有明显的溶解度变化，但热处理强化效果不大，只能以退火或冷作硬化状态应 用，放称之为“非热处理强化型”或“热处理不强化型” Al合金。表1-6部分合金元素在凡中的极限溶解度元素极限溶解度元索极限溶解度at%wt%at%Zn斗437028.8665-130.74Ag56656.613.SCi66 J0.770.40Mg450n.418.5Cd6490.40.09Ge4247.22,7V661-0.4021C

3、15485,652AZr660.50.280.08Li6004.216.3Sn22S-0.06-0.01Mil65S1.S20.9Fe6550.050.025Si5771.651.59Ni0 040.02值得说明的是，有些合金元素如Cr、Mn、Zr等在Al中的溶解度虽然很小(表1-6), 但对合金强度和抗蚀性的改善作用却很明显。因为这些过渡元素能明显地抑制再 结晶和细化晶粒，有再结晶抑制剂或晶粒细化剂之称。还有些元素，它们的极限 溶解度虽很低，但加入极微量(0.0050.15%)也能显著改变从合金的形核和沉 淀过程，因而能显著地提高时效硬化效应。这类元素的作用主要表现在:(1)优 先与空位发生

4、交互作用，改变GP区的形核速度；(2) 提高GP区的溶解极限温度(TC)，改变或提高沉淀相稳定存在的温度范围；(3) 降低沉淀相与基体间的界面能，改善沉淀相的形核过程；(4) 可能促进某些沉淀相的形成过程。Al-Cu合金加入微量的Cd、Sn、In就有(1)和(3)项的作用;Al-Zn-Mg和 Al - Cu-Mg合金中加入微量Ag，即可起(2)和(4)项的作用。这类元素对Al合 金组织和性能的影响，将介绍具体合金时再讨论。在气体夹杂(N、0、H)中只 有H在液态或固态Al中有较大的溶解度，可能引起氢脆或加重应力腐蚀开裂(SCC)过程。（1）铝合金的时效硬化现象2铝合金的时效与组织结构变化1 !

5、 - 1.；世.Tfj；ir厂址f、亠厂;时魏班句，云Al -Cu系的Al端状态图如图1-29所示， Cu在室温的溶解度只有0.5%,但在共晶温度 的溶解度为5.65%。Cu含量位于0.15.65% 间的Al-Cu合金于500C的a相区进行固溶处 理和淬火，则会得到均匀的过饱和a固溶体。 这种热力学不稳定的固溶体在某一温度加热， 则会发生分解和析出Cu Al2 （G相），而引起 强度的明显升高。这种现象就叫做时效硬化现 象。这种现象如发生在室温则称之为自然时 效，如发生在较高温度O120C）则称之为人 工时效。Al-4Cu合金退火状 态的强度很低，ob只有 200 MPa，则淬火状态的 强度也

6、不高，ob约有 250MPa,但自然时效7天 后，ob可提咼到 400MPa。图1-30铝侖金在不同温度中的时效硕化曲线Al合金的时效硬化 能力与a固溶体的浓度 和时效温度有关。在理论 上，a固溶体的浓度愈高，时效效果也愈高，以接近极限溶解度的合金，强化效 果最大。反之，愈低。时效温度的影响如图1-30所示，硬铝在20C时效4天即 达最大强度，提高对效温度虽能显著提高硬化速度和缩短时效时间，但峰值强度 却显著降低。降低温度能减慢时效速度，在-50C则几乎失去了时效硬化能力。 仔细分析时效硬化曲线可以发现，在时效初期强度升高很慢或不升高，这段时间 叫“孕育期”在孕育时间内合金的塑性很高，可以进行

7、铆接、弯曲成型或矫直 操作，是对生产加工极为有利的现象。铝合金时效硬化效应 是可逆的，自然时效的合 金迅速加热到230250C 短时间保温（几十秒到几 分钟），冷到室温后即变 软，又回复到新淬火状态。 这种可逆效应叫做“回归 效应”。回归后的合金还能 再时效（图1-31）,可以重 复多次。但应指出，回归操作每重复一次，都会发生一部分不可逆的分解，使再时效的能力减弱。回归效应在实际生产小很有实用价值，自然时效后的铆钉塑性 降低，铆接困难，即可在回归处理后再铆接。（2）铝合金在时效过程中的结构变化时效硬化现象是德国科学家A.Wilm在1906 年发现的，但直到1919年才弄清楚是由a过 饱和固溶体

8、分解引起的，在1935年发现在。 相（CuAl2）析出之前还有过渡相9;，最后到 1938 年 Guinier 和 Pres ton 才发现了GP 区。 至此才完全弄清楚过饱和固溶体a的分解程 序：aGP区一过渡相一平衡相Al-Cu合金的详细分解程序aGP区一0/0/O（CuAl2） 现以Al-Cu合金为例，详细介绍各时效阶 段沉淀相的结构变化。图1-32高纯A1淬火试样中的世错坏 过饱和固溶体的缺陷结构 淬火的a固 溶体有大量结构缺陷存在，对溶质 原子是过饱和的，对空位、二次缺 陷和位错也是过饱和的。淬火的高 纯Al就是空位溶解于A1中的过饱 和固镕体，但因淬火冻结下来的过 剩空位瞬间即浓缩

9、成大型空位集团 或空洞，再通过Kuhlmann-W il sdorf 方式（即空洞上下壁崩塌机构）即 直接形成菱形位错环（图1-32）。过饱和固溶体的缺陷结构与合 金的成分或浓度有关。Al-Cu合金 中的Cu含量小于或等于0.9%时，同纯Al 样，只能形成二次缺陷一一位错坏，当含量大于0.9%时，则主要形成螺 型位错（图1-33）。此时，螺型位错的柏氏矢量（b = 1/2a110）与其轴线平行，说明这种位错可能是由于吸收 到螺型位错上的空位通过攀移而 形成的。空位、位错环和位错等结构缺 陷，对GP区和沉淀相的形核和长 大过程起重要作用，是研究Al合 金组织和性能时不可忽视的重要 因素。 GP区

10、的结构GP区是圆片 状的Cu原子富集区，也曾叫过GP（I）区，是Guinier和Pres ton研究Al-4Cu合 金单晶体在（100）面上的长带状二维衍射效应时指明的。GP区无独立的晶格结构，溶质原子连续地分布在Al的晶 格结点上。GP区尺寸因时效温度而 不同，室温时效，GP区的直径dV 5.0nm,厚约几个原子，在130C时效， d可增大到9.0nm，厚达0.40.6nm（图 1-34），密度 10171018/cm3。GP区的形状与其它沉淀相一 样，由溶质原子与Al原子半径差AR 或错配度的大小来决定，既可以是片 状（图1-34）、球状（图1-35）,也可 以是针状（Al-Mg-Si合金

11、），此时符L-35 Al-4 4Ag a-的邛吧GP I屯1葩代、泮此.天吋汶）合“表面积同体积比为最小”的原则；当ARV3%时形成球状（Al-Ag合金）,此时符合“表面积同体积比为最小”的原则；当AR5%时则形成圆片状，此时符合“最大应变方向同最小弹性模量方向一致”的原则；针状GP区或沉淀相是由沉淀相的原子密排方向同基体的一定取向（如100或110，相匹配的关系决 定的。例如，Ag的原子半径与Al相同，球形GP区的表面积最小，引起的晶格 畸变也最小。反之，Cu的原子半径比Al小11.8%，只有沿100面扩展长大，在 100取向引起的弹性应变才最小，因为Al及其它面心或体心立方金属沿100方

12、向的弹性模量最小。因此，许多立方晶系金属的沉淀相，均呈圆片状沿100面 沉淀。GP区与母相间没有相界面，界面能极小，形成功也小，故在空位帮助下 在很低的温度中即能迅速形成。但GP区是热力学不稳定的沉淀相，如250270C 的高温中短时间加热，即会迅速向a固溶体中回溶而消失，冷却后又变成过饱 和固溶体而回复了再时效的能力，这就是回归效应产生的原因。G 相或GP（II）区的结构Al-4Cu合金时效温度提高到150175C还能形成另一种GP区，为了与GP（I）区相区别，曾命名为GP （II）区，后改称为 e 相。e 相是Cu原子在GP区中有序化后形成的，是有独立晶格结构的中间沉淀相（Cu2Al5），

13、以（100）Al而与母相完全共格。Al-4Cu合金在150C 时效24h，e的直径可达10.040.0nm，厚约1.04.0nm,图1-36是160C16h时效后的e相。e 相是正方晶格，a=0.404nm，c=0.78nm，a、b二轴与Al的晶格常数 相同，与（100）Al面完全共格，只有c轴的晶格周期比Al的2倍略小些。因此,随e 的长大, c轴方向 生较大 共格应 场，在片 沉淀相 两侧引 较大的摒I 1-16 A1-4CL1合金的送说状8殂织在1 fior 16h时毀、相沿产的变状的起应变衍射衬度，使电子显微图象变成凸透镜状,失去了片状特点。这种强大的共格应变场，是Al-Cu合金人工时

14、效后强度显著升高的原因。閉如 Al-4cnrr的退火组執和較狀&相组战dootiMh厂相的结构与 e/z相一样，也是过渡相，化学 组成与CuAl2相当，是正方晶格， a=0.571nm, c=0.580nm，以(100) 面与母相部分共格，取向关系为 100 0Z / 110Al， (001 ) 厂/ (001)Al。也有人认为： a=0.4O4nm，c=0.580nm。在200C 时效，片状相的直径可达 100.0nm，厚约为 10.030.0nm。图 1-38是Al-4Cu合金在300C退火 后的电子显微镜照片，在两个取向 不同的晶粒中生成规则分布的片状相。相是高温时效产物，它的出现说 明

15、合金的强度已经降低，故又称“过时效”产物。一些观察结果表明，相 可以GP区为核心，也可以独立形核，但相可以由0/z相同位转变，也可 以在螺形位错的刃型部分、位错环和滑移带上沉淀。(3)时效硬化的位错理论现代时效硬化的位错理 论必须能说明：(1)在晶面上 沉淀的第二相质点是如何阻 碍位错运动和提高滑移变形 阻力或强度的；(2)性质和尺 寸不同的沉淀相质点与位错 的交互作用有何不同，对合金 的组织状态和性能是怎样起k L-7时效畏化静出绘話征鱼睹切制廉虑怕模型1廿龍笊环说Grnwnn栈型的7if1用凯虢招豊吧q质丄Q知代皿II共恪.部舟共格沉淀相 1 p J LOcru加I砸化卓斯SSZ eA银度F何的扶系TA-3K1 ,7f1平衡相。的结构。相是退