工业铝型材生产加工厂家

铝型材时效过程是第二相从过饱和固溶体中沉淀的过程，也是固态相变的一种；通过新相的形核和长大的方式完成转变，这种形核长大首先取决于系统的自由能变化；只有在系统自由能降低条件下，才能形成新相；

时效硬化是铝型材的主要强化手段，铝型材的时效硬化是一个相当复杂的过程；它不仅取决于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中所造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分布等，造成此种硬化的原因一般应用位错理论解释；目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果；

铝型材在固溶处理加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被固定在晶体内；这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起；由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚；

硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度；淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的数量也就越多，硬化区的尺寸减小；淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸；

（Al-Cu二元相图的富铝部分）

沉淀硬化和金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加而固溶度增加，大多数可热处理强化的铝型材都符合这一条件；沉淀硬化所要求的溶解度-温度关系，可用铝-铜系的Al-4Cu合金说明合金时效的组成和结构的变化；上图为铝-铜系富铝部分的二元相图，在548℃进行共晶转变L→α+θ（Al2Cu）；铜在α相中的极限溶解度5.65%（548℃），随着温度的下降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05%；

在时效处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程；

1. 形成溶质原子富集区—G.P.（Ⅰ）区

在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的；时效初期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝型材上的某些晶面上聚集，形成溶质原子富集区，称G.P.（Ⅰ）区，与型材α保持共格关系，这些聚合体成了提高抗变形的共格应变区，故使铝型材的强度、硬度升高；G.P.（Ⅰ）区的直径约为4~5nm，厚度只有几个原子间距；它们仍保留在母相晶格中，与母相没有界面，只是由于铜原子富集，使G.P.区附近的晶格发生很大的畸变，引起了合金的强化；

2. G.P.区有序化—形成G.P.（Ⅱ）区（θ相）

随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续富集并发生有序化，即形成G.P（Ⅱ）区；它与型材α仍保持共格关系，但尺寸较G.P.（Ⅰ）区的大；它比G.P.（Ⅰ）区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，G.P.（Ⅱ）区的直径约为10~40nm，厚度1~4nm，它们与母相仍然保持同类型晶格，没有明显界面，只是晶格畸变更大些，使合金进一步强化；

3. 形成过渡相θ’

随着时效温度进一步升高，或时效时间进一步延长，铜原子在G.P.（Ⅱ）区继续富集，当铜原子与铝原子比为1:2时，形成过渡相θ’；θ’相的化学成分与稳定相θ（GuAl2）的相同；θ’相具有正方晶格，其两棱a与b与母相的晶格常数相等，但在c轴方向略显收缩；θ’相与母相保持有共格关系；过渡相θ’的[100]面与母相的[100]面原子排列和晶格常数最相近，因此，沿这两个面相共格；但由于θ’相的点阵常数发生较大的变化，与基体共格关系由完全共格变为局部共格，因此θ’相周围基体的共格畸变减弱，对位错运动的阻碍作用减小，表现在型材性能上硬度开始下降；由此可见，共格畸变的存在是造成铝型材时效强化的重要因素；

4. 形成稳定的θ相

随着时效温度再升高或时效时间再延长，过渡相θ’继续长大，共格面附近的畸变也随之增加，达到一定程度后，共格被破坏，过渡相θ’变成了平衡相θ（CuAl2）；过渡相从铝型材固溶体中完全脱落，形成与型材有明显的界面的独立的稳定相CuAl2，称为θ相；此时θ相与型材的共格关系完全破坏，并有自己独立的晶格，其畸变也随之消失；在高倍光学显微镜下，可看到第二相质点；这时型材强度已达到极大值，并随时效温度的提高或时间的延长，θ相的质点聚集长大，铝型材的强度、硬度进一步下降，型材就软化并称为过时效；如果时效温度再升高或时间再延长，第二相θ质点将发生聚集而变得粗大；