铝合金时效1.doc

对于A l--C u合金, 在形成中间相的时效阶段强度和硬度最高。中间相θˊ以G P区为核心，同时也在二次晶体缺陷上成核。中间相θˊ的成核是个复杂问题。但是，总是与GP区的成长或溶解有关，这就引出一个G P区生成临界温度的概念。高于这个温度，不能生成G P 区, 只能形成中间相θˊ，而在这个温度之下，进行时效可以形成G P 区和中间相θˊ，二者竞争。 在A l--C u --Mg合金中，GPB区和Sˊ(CuMgAl2 )相主要在位错环上成核。通过改变淬火和时效制度的办法，可改变位错环的大小和密度, 因此也就改变了GP区和S相的密度, 大小和分布状态。通过改变热处理制度可以控制合金的时效强化效果。 目前比较切合实际的理论是高桥恒夫等人提出的模型。从固溶处理温度淬火到室温之后, 就形成空位浓度较高的针状原子链, 在250℃和300℃进行时效, 由原子链长成针状GP区, 提高机械性能, 显示正的效果, 即使在180℃进行时效, 由原子链也能长成针状GP区, 比淬火到180℃, 就在180℃进行时效的效果好。 Pashley等人从GP区形成动力学提出r.lnsK的理论(r--原子链半径, S--基体过饱和度)GP区数量与温度关系提出了最大GP区的数量的理论。铃木等人从Mg2Si是离子键化合物出发, 认为原子链的内部Mg与Si原子间相互作用很强, 而G P区的结构不同于原子链, 扩散不很慢, 所以从原子链转变成GP区相当困难。但是, 如果提高预时效温度, 使原子链的内部空位数增多, 例如在100℃预时效, 形成大量的空位浓度高的原子链, 容易实现内扩散, 在180℃进行二段时效长成针状GP区, 硬化效果最佳。 根据含有集团分布的非均匀固溶体自由能定义的不同，可以将形核理论分为经典形核理论和非均匀形核理论。经典形核理论认为，假定在起伏作用下，有一小块新相从亚稳母相中生成，如果这一新相的产生导致体系自由能下降，那么，它就可以稳定存在并成为新相继续生长的核心。在这种模型中假设微粒与微粒之间的界面是明锐的，在界面处溶质成分假设为不连续变化，以便在核心形成时将总自由能的变化分为体自由能和界面自由能的变化，并由此推得临界形核半径、临界形核功及形核速率等。 根据经典形核理论，时效前期的形核速率可以表示成： 式中， 式中，N 是单位体积的析出相数量，N0是单位体积的原子数，τ为孕育时间，D为扩散系数和a为常数。形核后由于析出相的周围基体仍然处于过饱和态，也就是说析出相颗粒与周围存在浓度梯度。在该浓度梯度的驱动下，溶质原子由远处基体向析出相基体界面扩散，从而促进了析出相的逐渐长大。可以认为，析出相稳定形核后扩散就成为控制析出相长大的主要因素，其场扩散方程为： 式中，C(c, t)是溶质浓度，它是距离 c 和时间 t 的函数。 在铝合金在淬火的过程中形成过饱和固溶体，过饱和固溶体的分解按第二相成核、长大或非稳定聚集形式进行的。先形成球形GP区，再生长成旋转椭圆体，引起结构应变。结构因子同小角衍射强度成正比。小角衍射强度同固溶体分解时产生的第二相结构有如下函数关系： 合金的平均成分为Cˊ，合金中γ处的成分偏离平均成分的差值用ΔC（γ）=C（γ）- Cˊ来表示，成分起伏的函数是： G（γ）=∫VΔC（γˊ）ΔC（γˊ+γ） 对于低过饱和度的超高强铝合金较低温度时效，研究表明，其析出相的形核可以采用固体的经典形核理论。GP区是早期的“核心”，在GP区形核之后，通常是过渡相形成。当时效温度较高时，可能首先析出的是过渡相而不是CP区，在过渡相之后，在能量上处于稳定状态的析出相将形成并成为最终的时效析出第二相。 关于PFZ 的形成机制，通常有两种理论。一种是空位消耗论，这种理论认为PFZ的形成是由于晶界附近的空位浓度小于析出相成核所需要达到的临界空位浓度。另一种是溶质消耗轮，这种理论认为PFZ 的形成是因为晶界附近溶质的消耗有利于析出相形成的过饱和度下降。 通常，PFZ 的形成有两个原因:(1)溶质原子(Zn和Mg) 扩散至晶界产生尺寸较大的η-MgZn2相；(2)空位扩散至晶界从而在晶界附近形成贫空位区域。Al基体中过饱和空位浓度是开始形成析出相的重要原因，采用空位机制进行解释。由于空位有很强的扩散能力，很难避免晶界附近空位向晶界扩散。且根据热力学原理，时效温度越高，空位扩散的速度越快，所以某一时效温度下时效开始时晶界附近的空位浓度趋近于热平衡浓度，而离晶界较远的区域空位浓度相当于固溶处理后的空位浓度。时效温度较低时，析出相的析出动力高，析出相形成所需要的临界过饱和度下降。120℃ 时效时，虽然晶界附近空位会向晶界扩散，但由于时效温度较低，空位向晶界扩散的速度较慢，析出相形成所需要的空位临界过饱和度也比较低，晶界附近区域的过饱和空位浓