变形铝合金时效热处理相关知识汇总Word格式文档下载.docx

1、在工业上比自然时效应用更加广泛。6）过时效 over-aging与获得最高力学性能 （强度和硬度）的时效处理条件相比，由于时效温度 过高或时间过长，平衡脱溶沉淀相与母相的共格或半共格联系被破坏，对位 错运动的阻力减小。特别是，随着沉淀相颗粒的长大、粗化及球形化，位错 对其由切割变为绕过，而绕过引起的附加切应力与颗粒半径呈反比关系。因 此，过时效会使合金的强度和硬度降低。每一温度下的时效对应一峰值硬度， 温度越高，峰值硬度越低。在一定温度下，时效时间适当时达到峰值硬度， 时间过长也会使强度和硬度下降。（ 7）最长时效古罗马时效制度的一种，产生于罗马帝国时代。其主要内容是：占有人 无论是否出于恶意

2、占有他人土地满40年者有权拒绝所有人的追诉。狄奥多西 时代，诉讼时效减为30年，查士丁尼安当政时复减为20年，但特殊物品如 寺院财物等其时效仍为40年。（ 8）回归现象 reversion phenomenon将时效硬化处理的合金，放在远高于时效温度而低于固溶温度的某一温 度下短时间回火，硬度和其他性能恢复到与刚淬火时差不多的现象，称为回 归现象.一切时效硬化合金都有回归现象，尤以时效型铝合金的回归现象最典 型回归现象的本质是G.P区或沉淀相的重新固溶合金淬火后在室温下停留 一段时间再进行人工时效，或者合金淬火后先进行塑性形变，再进行人工时 效，常伴随着一定程度的回归现象.按照回归对合金沉淀机

3、制的影响，回归可分为两类.第一类回归，即真回归在这类回归中，合金中的G.P区在等于或高于G.P区溶线温度（solvus下， 短时间就分解了，G.P区分解时，中间沉淀相不会同时形成，合金可恢复到 刚淬火的单相状态Al-Cu、Al-Zn二元合金的回归属此类这类合金可用回归 实验确定G.P区溶线温度第二类回归发生时,G.P区的分解比第一类慢很多， 在G.P区完全分解的同时，中间沉淀相已开始形成，这意味着回归之后达不 到完全回归的单相状态Al-Ag、Al-Zn-Mg、Al-Mg-Si合金的回归属此类将合金进行回归处理后再时效，合金的硬度及其他性质的变化与淬火合 金时效相似，只是时效硬化速率比淬火合金慢

4、几个数量级.这是因为回归温度 比淬火温度低得多，故过饱和空位少得多，使扩散不易进行所.有致人用回归 和再时效的方法来改善Al-Z n-Mg系合金的抗应力腐蚀性能和综合性能 （9）形变时效 deformed aging与塑性变形相结合的时效方法。由于变形能与相变能的共同作用，可达 到形变强化与相变强化的综合效果。该方法早在20世纪30年代就已出现， 并已广泛用于工业生产。形变时效可分为低温形变时效和高温形变时效。（1）低温形变时效。材料 经淬火后，于室温下形变，然后进行时效处理。由于时效前的冷变形，在合 金中引入大量的位错，经时效处理后，基体发生回复形成亚晶组织，得到亚 结构强化;而过饱和固溶体

5、的脱溶过程却因冷变形而变得复杂它，与脱溶相的 组成、淬火、变形以及时效等条件有关。一般来说，由于合金组织中存在大 量的位向混乱的位错，它们在晶内和晶界附近均匀分布。这些位错的存在， 有利于溶质原子的扩散促使GP区数量的增加，也有利于脱溶相分布均匀， 使材料的强度得以提高，对消除晶界无沉淀带也有良好的作用。如果在淬火 与冷变形之间再加一道预时效处理，则可加速冷变形后的脱溶过程。有时为 了改善材料的热稳定性，也可将冷变形改为温变形。虽然低温形变时效可获 得较高的抗拉强度和屈服强度，但材料的塑性却有所降低，对某些铝合金还 可造成蠕变抗力的下降和各向异性。（2）高温形变时效。在热变形后直接淬火 和时效

6、。该工艺不仅因淬火造成亚结构，以及随后时效时脱溶相的均匀分布， 使材料的强度提高，而且还因晶粒碎化、晶界弯折和亚晶界被脱溶质点钉扎， 而使材料具有较好的塑性和组织稳定性。以上两种形变时效，以低温形变时效应用较广泛。高温形变时效只在铝 锌镁系合金中得到较好的应用。但两种形变时效都必须满足如下基本要求， 即淬火后基体不能发生再结晶，淬火后要获得高浓度的过饱和固溶体。对淬 火温度范围狭窄、不容易淬透的合金，形变时效方法的使用就受到限制。 （ 10）应变时效 strain age合金在变形时一种与屈服现象联系在一起的，使金属材料强度升高、塑 性下降的行为。显示低碳钢应变时效的应力应变曲线如图所示，曲线

7、a为 退火低碳钢试样的应力一应变曲线;曲线b为该试样被拉伸至D点后卸载，然 后又立即加载所测得的应力应变曲线，由于前次加载时位错已摆脱了柯氏 气团的钉扎，继续立即拉伸不出现明显的屈服台阶曲线c代表试样被拉伸 到E点后卸载，并在室温搁置几天或在150C时效几小时再拉伸所测得的应 力应变曲线，不但重新出现屈服台阶，而且上屈服点升高，这种现象称为 应变时效。重新出现屈服台阶是由于长期搁置或时效时碳、氮原子又偏聚到 位错周围重新形成柯氏气团所致。显示低碳钢应变时效的应力一应变曲线a初始试验b卸载后立即再试验c卸载时效后再试验钢的应变时效主要是碳、氮溶质原子与刃型位错见滑移）交互作用引起 的，特别是氮，

8、因为它在铁中的溶解度比碳的高。螺型位错也可能与碳、氮 原子交互作用，在塑性变形过程中，也可能发生应变时效。这种时效称为动 态应变时效。碳钢在20CH300C时的蓝脆现象即与此种应变时效有关。应变 时效一般只发生在一定的温度范围内，但铝镁合金在室温时即可出现这种现 象。镁原子在室温下的扩散较慢，但由于变形过程中产生了许多空位，加快 了镁原子的扩散，因而在室温就出现动态应变时效。应变时效可使冲压工件表面产生吕德斯带，增大了粗糙度。为了避免这 种现象可采取如下措施：加入少量铝、钒、钛、硼、铌等元素，以形成稳定 的碳化物与氮化物，将碳、氮固定，可消除或减轻屈服点现象和应变时效 在拉延前，对板材进行比屈

9、服伸长稍大的冷轧变形变形率0.5%2%）,使位 错摆脱柯氏气团的钉扎而后尽快进行冲压即可避免应变时效所导致的后果 对于低碳钢板，中间停置时间不应超辿4h11）铝合金时效 aluminum alloy aging可热处理强化铝合金淬火后停放在室温或较高温度下以提高性能的方法。 这是铝合金热处理常用的方法之一。室温下进行的时效称“自然时效”，在高 于室温下进行的时效称“人工时效”。时效处理是提高铝合金力学性能和改善 理化性能的重要手段。时效硬化现象最先由德国学者维尔姆A.Wilm）于1906年在研究铝铜-镁 系硬铝合金时发现，之后在其他铝合金系中也发现了这种现象1。938年，法 国学者纪尼埃（A.

10、Gui nier和比利时学者普雷斯顿（G.D.Presto各自独立地阐 明了铝合金的时效硬化是由溶质原子形成的富集区G.PK）所致。其后，人们 对铝合金的时效行为进行了大量的研究。在采用电子显微镜直接观察时效的 微观结构变化后，对铝合金时效本质有了更加深入的了解。可热处理强化铝合金，淬火后形成过饱和固溶体，在室温或稍高温度中加热能发生分解，其过程通常包括G.P区、亚稳定相:铝铜系合金用B和 表示，铝铜镁系合金用和S表示，铝镁硅系合金用B和B表示，铝锌镁系 和铝锌镁铜系合金用n和n表示）和稳定相（0 S, n T）三个阶段。G.P. 区是与铝基体完全共格的，亚稳定相与铝基体部分共格，稳定相与铝基

11、体非 共格。共格或部分共格都能引起铝基体晶格的畸变，因而导致铝合金硬度和 强度的升高以及其他性能的变化。当析出非共格的稳定相时，合金即开始“软 化”，强度降低。不同系的铝合金，从G.P区到亚稳定相再到稳定相的具体析出顺序是不 同的。常用工业铝合金的时效序列如下：铝铜系合金：G.P区000 （CuAI2）（片状）铝铜镁系合金：G.P区SJSJS（CuMgAI2）（针状或球状）铝镁硅系合金：G.P区 f B二B （Mg2Si）（针状）铝锌镁系合金：G.P区fn f nf n （MZn2）（球状）fT（Mg3Z n3AI2）铝锌镁铜系合金的时效序列和铝锌镁系合金的相同（12）变形铝合金的热处理（一）

12、变形铝合金基础状态的代号表1变形铝合金基础状态的代号及说明代号名称说明与应用F旧代号M自由加工状态适用于在成型过程中，对加工硬化和热处理条件无特殊要求 的产品，力学性能不作规定O退火状态适用于经完全退火获得最低强度的加工产品H加工硬化状态适用于通过加工硬化提高强度的产品，产品在加工硬化后可 经过（也可不经过）使强度有所降低的附加热处理H代号后面必须跟有两位或三位阿拉伯数字W固溶热处理状态一种不稳定状态，仅适用于经固溶热处理后，室温下自然时 效的合金，该状态代号仅表示产品处于自然时效阶段T热处理状态 （不同于F、0、H状态）适用于热处理后，经过（或不经过）加工硬化达到稳定状态的产 品T代号后面必

13、须跟有一位或多位阿拉伯数字（二）变形铝合金热处理的代号表2变形铝合金热处理代号的说明与应用状态代号新旧TOCZY固溶热处理后，经自然时效再通过冷加工的状态适用于通过冷加工提高强度的产品T1由咼温成型过程冷却，然后自然时效至基本稳定的犬态适用于由高温成型过程冷却后，不再进行冷加工可进行矫直、矫平，但不影响力学性能的产品T2由咼温成型过程冷却，经冷加工后自然时效至基本稳定的状态适用于由高温成型过程冷却后进行冷加工或矫直、矫平以提高强度的产品T3固溶热处理后进行冷加工，再经自然时效至基本稳定的状态适用于在固溶热处理后，进行冷加工或矫直、矫平以提高强度的产品T4CZ固溶热处理后自然时效至基本稳定的状态

14、适用于在固溶热处理后，不再进行冷加工可进行矫直、矫平，但不影响力学性能）的产品T5RCS由高温成型过程冷却，然后进行人工时效不影响力学性能，予以人工时效的产品（续表）T6CS固溶处理后，进行人工时效的状态适用于固溶处理后，不再进行冷加工可进行矫直、矫平，但不影响力学 性能）的产品T7固溶处理后进行过时效的状态适用于固溶处理后，为了获得某些重要特性，在人工时效时，强度在时曲线上越过了最高峰点的产品T8固溶热处理后经冷加工，然后进行人工时效的状态 适用于经冷加工或矫直、矫平以提高强度的产品T9CSY固溶热处理后人工时效，然后进行冷加工的状态 适用于经冷加工提高强度的产品T10由高温成型冷却后，进行

15、冷加工，然后人工时效的状态适用于冷加工或矫直、矫平以提高强度的产品注：某些6 系的合金，无论是经过炉内固溶热处理，还是从高温成型过程急冷以保留可溶性组分在固溶体中，均能达到相同的固溶热处理效果,这些合金的T3 T4、T6、T7、T8和T9状态可采用上述两种处理方法的任一种（三）变形铝合金热处理工艺及硬度表3变形铝合金热处理工艺及硬度合金固溶温度/c过烧温度/c淬火介质及温度/c时效时间/h硬度HBW2A01（LY1）500 室温水（2）自然时效96 702A02（LY2） 或500_（3（-5）+；512室温水165-175161002A04（LY4）50350812（-2401152A06（

16、LY6）503-507518人工时效：125-13512 14 1202B11（LY8）500-1+5- 1052B12（LY9）485-495502185-19561211（-1202A10（LY10）525 75 24T4处理： 902A11（LY11）500-1+55252A12（LY12）505T6: 12（135T851: 14（160温度厂c淬火介 质及温 度/ c2A16（LY16）535 5451651901836 1002A17（LY17）18（19512 16 956A02（LD2）520-530570自然时效 人工时效：1551652408156070（LD2-2546-

17、55256540C 水81202A50（LD5）520 15（1601051252B50（LD6）2B70（LD7）52（53519020 1152A80（LD8）2A90（LD9）505-520普通件：复杂件：稳定化：23（2405795 12065 100C水16517012A14（LD10）502 515165170（锻件）181012（1404A11（LD11）504516540小件：室温 水大件：1641746061（LD30）525-53017（17568固溶 温度/c淬火介 质及温 度/c6063（LD31）515-52516（200 806082530170341151207A

18、03（LC3）470 双级:5/1653/3 1507A04（LC4）120/14（1707A09（LC9）460-470双级：10（110/1718068/81251507A10（LC10） 1307A52（LC52）460K43251081012（130（1） K432是美国ASTM Sec. H B247-1998标准中的合金，现已在我 国汽车零件上应用。其成分为：MgO.5%1.5% Si8.5%-10.5% Co2.0%- 3.5% Mn0. 05%, Cr0. 10% Fe0. 70%, Ni 0.10% Sr0.07% Zn 0.25% Ti0.05%（2）室温水温度约20C表4铝合金固溶处理的加热保温时间金属厚度/mm保温时间/mi n盐槽空气炉适用于包铝之铝合金适用于锻件1.25102010121.2 2.01530715202.0 3.012174020 253. 0 5. 01520 4530 355.0 10.030 6035 402530 5010.（20.035 753535 5520.（30.03045 904040 6030.（50.060 1205060 15050.（75.010（15C6015（21075.（7012（18090 18018（240100.0100.（8012（24021（360150.0