Luận văn Nghiên cứu công nghệ cơ nhiệt luyện hợp kim nhôm biến dạng 6061 hệ Al – Mg – Si

v và s là hằng số. Từ đó cho thấy năng lượng tự do tính cho một nguyên tử (f) tỷ lệ nghịch với kích thước của cácphần tử tiết ra, bán kính của các phần tử tiết ra càng nhỏ, năng lượng tự do của nó càng lớn và do đó nó cân bằng với dung dịch rắn xung quanh và có nồng độ cao hơn. Khi các phần tử tiết ra có bán kính lớn, thì có sự chênh lệch nồng độ nguyên tố hoà tan nên sẽ có dòng nguyên tử các nguyên tố hoà tan di chuyển từ vùng xung quanh phần tử nhỏ đến vùng xung quanh phần tử lớn. Kết quả là các phần tử nhỏ hoà tan và các phần tử lớn tiếp tục phát triển, kéo theo là năng lượng tự do của hệ thống giảm. quá trình này được gọi là quá trình tích tụ các phần tử tiết ra. 2.3.4. Các yếu tố ảnh hưởng đến quá trình hoá già. Hóa già chịu ảnh hưởng của nhiều yếu tố. Các yếu tố ảnh hưởng mạnh và rực tiếp đến động học hóa già là nhiệt độ, thời gian, thành phần hóa học và tổ chức của hợp kim trước khi hóa già. a. ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim: ảnh hưởng của sắt. Trong các hợp kim nhôm nói chung và các hợp kim nhôm biến dạng nói riêng, thường có tạp chất sắt với hàm lượng 0,1~ 0,35%. Sắt xâm nhập vào hợp kim nhôm từ nguyên liệu ban đầu hoặc do sự hoà tan sắt vào hợp kim lỏng trong quá trình nấu luyện khi sử dụng nồi nấu bằng gang, thép. Sắt là nguyên tố có ảnh hưởng mạnh đến tính chất cơ học, lý học và tính công nghệ của hợp kim, sắt có trong hợp kim nhôm sẽ tương tác với nhôm tạo pha Al3Fe rất giòn, kết tinh ở dạng hình kim thô to. Cùng tinh (Al-Al3Fe) xuất hiện ngay cả khi hàm lượng Fe rất nhỏ và phân bố đều theo biên giới hạt. Tổ chức này làm tăng độ bền, độ cứng nhưng lại làm giảm mạnh tính dẻo – một chỉ tiêu quan trọng của hợp kim nhôm biến dạng; mặt khác nó còn làm tăng sự nhạy cảm với ăn mòn điện hoá do chênh lệch thế điện cực giữa Al và FeAl3 khá lớn. Để hạn chế hàm lượng sắt có trong hợp kim nhôm nói chung và trong hợp kim nhôm biến dạng nói riêng cần áp dụng các biện pháp như: dùng nguyên liệu chứa ít sắt, sơn phủ mặt trong của nồi (nếu dùng nồi gang hoặc nồi thép) và cần áp dụng các phương pháp khử sắt thích hợp. ảnh hưởng của Si. Silic hoà tan rất ít vào trong nhôm, ở 5770C là 1,65%, còn ở 2500C là 0,05%(hình 6). Đối với hợp kim nhôm biến dạng, hàm lượng Silic thường dao động trong khoảng 0,2 ~ 1,2%. Nếu hàm lượng Silic ở mức thấp, nó sẽ hoà tan vào nhôm tạo ra dung dịch rắn có độ bền cao hơn nhôm nguyên chất và vẫn giữ được độ dẻo cao. Khi tăng hàm lượng Silic sẽ tạo ra cùng tinh (a + Si) gồm những hạt Silic dạng kim hoặc dạng hạt (nếu được biến tính) trên nền a, cùng tinh có độ bền cao hơn a nhưng độ dẻo lại kém. Khi tồn tại đồng thời cả Sắt và Silic sẽ xuất hiện các pha liên kim loại dạng a (Al-Fe-Si) vàb(Al-Fe-Si) giòn và kết tinh ở dạng tấm thô to. Trong trường hợp này, độ dẻo và tính ổn định chốn ăn mòn của hợp kim nhôm cũng bị giảm mạnh. Khi tăng hàm lượng Si thì hệ số giãn nở nhiệt và độ dẫn nhiệt của hợp kim giảm đi. ảnh hưởng của magie. Trong trường hợp nhôm biến dạng (hình 3), hàm lượng magie thường ở mức 0,4 ~ 4,9%. độ hoà tan của magie trong nhôm: ở 5770C là 17,4%, ở 2500C là 2,95%(cao hơn so với Silic). Với hàm lượng thấp, Mg hoàn toàn hoà tan vào trong nhôm tạo ra dung dịch rắn a có độ bền cao hơn nhôm nguyên chất nhưng vẫn giữ được độ dẻo. Khi tăng hàm lượng Mg có thể tạo thành pha b(Al3Mg2) tiết ra từ dung dịch rắn, có xu hướng phân bố dạng lưới theo biên giới hạt. tổ chức dạng lưới b liên tục rất nhạy cảm với ăn mòn ứng suất, vì vậy trong công nghiệp thường sử dụng loại hợp kim có chứa ít Mg (phổ biến hơn cả là loại dưới 4%Mg). Nếu hàm lượng Mg nhỏ, hiệu ứng hoá bền khi tôi và hoá già quá nhỏ nên thực tế có thể bỏ qua. Khi có mặt đồng thời Mg và Si (hệ hợp kim Al-Mg-Si) có thể tạo ra pha Mg2Si được tiết ra từ dung dịch rắn a có tác dụng tăng bền cho hợp kim. Tuy nhiên nếu lượng Mg2Si nhiều thì sẽ làm giảm mạnh tính dẻo của hợp kim. Hợp kim Al – Si có thêm một lượng nhỏ Mg (khoảng 0,3 – 0,9%) sẽ có khả năng nhiệt luyện vì có Mg2Si hoà tan vào nhôm nhiều. Sau khi nhiệt luyện độ bền của hợp kim nhôm có thể tăng gấp đôi. Ví dụ hợp kim Al – Mg – Si có 0,7%Mg, 0,5%Si, sau khi tôi và ủ tiết pha ở 1750C sẽ có tính chất cơ học như sau: Rm = 220 – 280 MPa, R0,2 = 160 – 240 MPa, A5 = 12 – 18%, HB = 70 – 85. ảnh hưởng của mangan. Mn làm giảm tác hại của sắt và làm giảm độ nhạy cảm với ăn mòn dưới ứng suất. Theo giản đồ pha Al – Mn (hình 2) thì Mn có thể hoà tan trong nhôm và tạo thành dung dịch rắn a. Độ hoà tan lớn nhất của Mn trong dung dịch rắn a đạt 1,8% ở 6500C và giảm rất nhanh trong vùng nhiệt độ từ 450 – 6500C. Đây là vùng nhiệt độ tôi của phần lớn các hợp kim nhôm công nghiệp. Do ảnh hưởng của Fe và Si thì độ hoà tan của Mn trong dung dịch rắn a cũng giảm đi. Với sự có mặt của Fe (0,1%) và Si (0,65%) dung dịch rắn a chỉ có thể hoà tan được khoảng 0,05%Mn ở 5000C. Điều này giải thích tại sao các hợp kim nhôm biến dạng Al – Mn không thể hoá bền bằng nhiệt luyện. Để tăng bền trong trường hợp này việc sử dụng phương pháp biến dạng nguội sẽ rất hiệu quả, vì hiệu ứng hoá bền do biến dạng đạt được khá lớn, thêm nữa thì sự hình thành pha a (Al– Fe –Si–Mn), khi kết tinh ở dạng nhỏ mịn phân tán, nhiệt độ kết tinh lại của hợp kim tăng lên góp phần duy trì ổn định kết quả hoá bền đã tạo ra[1]. Một đặc điểm rất đáng chú ý của hợp kim Al – Mn là có xu hướng thiên tích Mn và tạo dung dịch rắn quá bão hoà bất thường khi kết tinh. Sự phân bố Mn không đồng đều có thể dẫn đến những kết quả xấu như làm giảm cơ tính, độ dai va đập thấp do tạo thành tổ chức hạt thô với sự phân bố độ hạt chênh lệch giữa các vùng của mẫu sau kết tinh lại, Mn còn có thể tạo với nhôm hợp chất liên kim loại Al6Mn. Các hợp kim Al – Mn chịu gia công biến dạng nóng và nguội tốt, có tính hàn và chống ăn mòn trong khí quyển cao hơn Al sạch kỹ thuật. ảnh hưởng của đồng. ở nhiệt độ cao (5480C) nhôm có khả năng hoà tan tới 5,65%Cu (Hình 7) và tạo dung dịch a nhưng ở nhiệt độ thường chỉ hoà tan đựoc khoảng 0,2%. Đồng làm tăng bền cho hợp kim nhôm mạnh hơn so với Silic. Khi hạ nhiệt độ, dung dịch rắn a tiết ra pha CuAl2 có độ cứng 530HB (tương đương với Mg2Si) làm tăng độ bền, độ cứng cho hợp kim nhôm nhưng lại làm giảm độ dẻo của hợp kim. Trong các hợp kim nhôm biến dạng, hàm lượng Cu thường ở mức 0,1 – 4,9%. Với hàm lượng như vậy thì tổ chức của hợp kim nhôm biến dạng ở nhiệt độ thường sẽ là a + CuAl2II. Hàm lượng Cu nhỏ hơn 0,5% sẽ có tác dụng làm tăng cơ tính nhưng nếu vượt quá giá trị này thì nó sẽ làm giảm khả năng chống ăn mòn của hợp kim. ảnh hưởng của kẽm. Kẽm có khả năng hoà tan vào nhôm, tạo ra dung dịch rắn a. Ngoài ra nó còn tạo với Mg (nếu trong hợp kim có Mg) các pha trung gian MgZn2 và T(Al2Mg3Zn3). Khi nung nóng độ hoà tan của MgZn2 và Al2Mg3Zn3 trong a tăng lên rất mạnh, khi làm nguội chậm tiếp theo (có thể tiến hành nguội trong không khí) sẽ dễ dàng tạo ra dung dịch rắn a quá bão hoà. Trong các hợp kim nhôm biến dạng, hàm lượng Zn thường ở mức 0,1–0,25%. Họ hợp kim Al – Zn – Mg và Al – Zn – Mg – Cu có độ bền cao và có tính đàn hồi tốt. Nhược điểm cơ bản của chúng là có xu hướng nhạy cảm với ăn mòn dưới ứng suất và thải bền nhanh khi nâng nhiệt độ quá 1200C. b. ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian hoá già. Độ bền (sb) và độ cứng (HB) của hợp kim tăng lên khi ta tăng thời gian hoá già (hình 10), chúng sẽ đạt cực đại sau một thời gian nhất định rồi lại giảm (đường cong T2, T3). Đường cong thay đổi độ cứng theo thời gian hoá già có thể chia làm hai phần. Bên trái cực đại là nhánh hoá bền, bên phải cực đại ứng với giai đoạn thải bền (quá già). Khi đó xảy ra hiện tượng thải bền: độ bền, độ cứng giảm[5]. Nếu nhiệt độ hoá già đủ thấp thì giai đoạn quá già không xảy ra và sự hoá bền hợp kim là do sự tăng mật độ của pha tiết ra (đường cong T1), điều này có thể thấy khi hoá già đuara ở nhiệt độ thường. Nếu tăng nhiệt độ hoá già, giai đoạn quá già xảy ra càng sớm khi nhiệt độ hoá già càng tăng. Với đa số hợp kim nhôm biến dạng thì cực đại độ bền, đọ cứng ứng với tổ chức gồm VGP, pha trung gian giả ổn định q’ với tỷ lệ xác định nào đó giữa chúng. Chẳng hạn trong hệ hợp kim Al–4% Cu, sự hoá già thải bền được bắt đầu bằng sự tách ra của pha q từ nền và sự tích tụ của chúng. Khi nhiệt độ hoá già cao thì thời gian đạt tới độ bền càng ngắn và tất nhiên giai đoạn quá già xảy ra càng sớm. c. ảnh hưởng của tổ chức hợp kim trước khi hoá già. - ảnh hưởng của lệch: Lệch ảnh hưởng đến động học quá trình hoá già, xung quanh lệch tồn tại trường ứng suất. Để giảm năng lượng của hệ do tồn tại các trường ứng suất, nguyên tử của nguyên tố hợp kim có xu hướng phân bố vào các vùng xung quanh lệch. Như vậy lệch là một trong những nhân tố quan trọng gây ra sự không đồng nhất của dung dịch rắn quá bão hoà sau khi tôi. Các vùng khí quyển cottrell chính là tâm mần để tạo VGP và pha trung gian khi hoá già. Biến dạng dẻo làm tăng mật độ lệch, do vậy nó thúc đẩy quá trình hoá già. - ảnh hưởng của nút trống: ở nhiệt độ tôi, số lượng nút trống khá lớn, khi làm nguội nhanh chúng được giữ lại trong dung dịch rắn aqbh, dung dịch sau khi tôi bão hoà cả các nguyên tố hợp kim và nút trống. Các nút trống liên kết với các nguyên tố hợp kim xung quanh và tạo ra liên hợp: Nút trống – các nguyên tố hợp kim, các liên hợp này chuyển động dễ dàng, khuyếch tán đến nơi hình thành VGP, nồng độ nút trống tại lân cận biên giới hạt bị giảm xuống mạnh bởi quá trình khuếch tán và tự huỷ nút trống trên tinh giới hạt. Do nồng độ nút trống giảm thấp hơn giá trị tới hạn nên quá trình hoá già không xảy ra, kết quả tạo thành vùng trắng ven biên giới hạt. Như vậy, nút trống vừa đóng vai trò thúc đẩy khuếch tán, tăng cường hoá già, vừa là yếu tố cần thiết để cho quá trình hoá già xảy ra được. - ảnh hưởng của biên giới hạt và biên giới siêu hạt: Biên giới hạt cũng đóng vai trò quan trọng trong quá trình hoá già. Công tạo mầm ở biên giới hạt nói chung là nhỏ vì khi ấy năng lượng đàn hồi và năng lượng bề mặt nhỏ. Do đặc điểm này mà quá trình phân hoá sẽ không giống nhau ở biên giới hạt và ở bên trong hạt. Biên giới siêu hạt cũng có tác dụng thúc đẩy quá trình tiết pha. Như vậy qua xét sự ảnh hưởng của tổ chức hợp kim trước khi hoá già ta nhận thấy biến dạng dẻo làm tăng nồng độ nút trống, tăng mật độ lệch, tăng chiều dài biên giới hạt và tăng mật độ sai lệch xếp. Do vậy nó có tác dụng làm tăng nhanh quá trình hoá già. - ảnh hưởng của khuyết tật xếp: Sự phát sinh khuyết tật xếp gắn liền với sự thay đổi thứ tự phân bố mặt xếp chặt. Kiểu mạng ở vùng sai lệch xếp cũng khác đi, độ hoà tan các nguyên tố hợp kim giữa dung dịch rắn và vùng mạng sai lệch là khác nhau. Trong mạng tinh thể nhôm, mặt (111) có thứ tự ABC ABC… tại vùng sai lệch xếp, thứ tự mặt xếp chặt có thể thay đổi thành ABC AB AB ABC… thứ tự trong vùng sai lệch xếp tương ứng với kiểu mạng ‘sáu phương xếp chặt’ (spxc), độ hoà tan các nguyên tố hợp kim trong ‘sáu phương xếp chặt’ khác với trong ‘lập phương diện tâm’ (Lpdt). Vì vậy tại vùng sai lệch xếp sẽ xảy ra quá trình phân hoá. Sai lệch xếp không những chỉ có tác dụng thúc đẩy quá trình hoá già, nó còn làm thay đổi cả dạng mạng tinh thể của pha tiết ra. d. Sự thay đổi tính chất của hợp kim khi hoá già. Sự thay đổi cơ tính khi hoá già: Hiện tượng hoá bền xảy ra khi hoá già là kết quả của sự hãm lệch do các sản phẩm tạo ra trong quá trình phân hoá. Hiện tượng hãm lệch chủ yếu ở đây có thể là do trường ứng suất xung quanh phần tử tiết ra, trạng thái lệch cắt qua các phần tử hoặc ôm vòng xung quanh các phần tử pha hoá bền. Trường ứng suất đàn hồi phát sinh do khác nhau về kiểu mạng và thông số mạng giữa pha tiết ra liền mạng và pha nền. Các yếu tố về sự chênh lệch thể tích giữa hai pha, độ lớn của mô đun đàn hồi pha mẹ cũng gây ảnh hưởng đến cường độ trường ứng suất đàn hồi. Lệch muốn chuyển động cần có năng lượng lớn hơn năng lượng của trường ứng suất. Nói chung ở trạng thái tổ chức VGP và pha trung gian giả ổn định trường ứng suất đàn hồi là lớn nhất, và do vậy hãm lệch xảy ra mạnh nhất. Khi lệch cắt ngang qua mạng pha tiết ra sẽ làm thay đổi trật tự xắp xếp nguyên tử ở mặt trượt trong vùng cắt. Kết qủa các phần tử tiết ra bị biến dạng cùng với nền, sự chuyển động của lệch bị ngăn cản. Khi tổ chức của pha tiết ra tại vùng mặt cắt càng khác nhau với tổ chức của nền thì hiệu quả hoá bền càng tăng mạnh. Trường hợp tổ chức hợp kim hoá già gồm các VGP năng lượng trên mặt cắt nó khoảng 102erg/cm2, còn khi cắt qua các phần tử tiết ra không liền mạng với nền giá trị năng lượng này khoảng103erg/cm2. Khi lệch không cắt qua các phần tử tiết ra nó có thể chuyển động bằng cách ôm vòng quanh các phần tử ấy. Trong quá trình biến dạng, số vòng lệch xung quanh phần tử tiết ra tăng lên, khả năng hãm lệch cũng tăng lên và xu hướng hoá bền tăng (hình 10.2). Đối với các hợp kim nhôm công nghiệp, do thành phần phức tạp nên sự phụ thuộc các chỉ tiêu cơ tính và nhiệt độ hoá già là rất khác nhau. Thay đổi điện trở: Khi tăng thời gian hoá già, điện trở lúc đầu tăng nhanh, sau đó tăng chậm lại. Giai đoạn đầu được gọi là giai đoạn phản ứng nhanh, lúc này do độ quá bão hoà nút trống lớn, tốc độ khuyếch tán tạo vùng xảy ra mạnh, do vậy điện trở tăng nhanh. Giai đoạn hai được gọi là giai đoạn phản ứng chậm điện trở tăng từ từ và tiến tới ổn định. Khi tăng thời gian hoặc nâng nhiệt độ hoá già thì điện trở giảm xuống. Theo Mott.N.F sự tăng điện trở khi hoá già ở giai đoạn đầu có liên quan tới hiện tượng tán xạ điện tử tự do bởi các vùng kích thước nhỏ và phân tán. ngoài ra sự xô lệch mạng xung quanh VGP và các sai lệch mạng tạo ra trên biên giới a/VGP cũng góp phần làm tăng điện trở. Chương Iii: cơ nhiệt luyện hợp kim nhôm Trên cơ sở những quan điểm hiện đại về mối quan hệ giữa tổ chức và tính chất của các vật thể tinh thể, độ bền của kim loại chính là khả năng chống chuyển động của lệch khi ở một trạng thái chịu tải trọng nhất định – là ứng suất cần thiết để khắc phục các trở ngại khi lệch chuyển động làm thay đổi tổ chức của vật liệu theo hướng ổn định, nó chính là ý nghĩa vật lý của sự hoá bền kim loại. Các phương pháp hoá bền dựa trên cơ sở điều khiển cấu trúc lệch bằng các tác động tổng hợp cơ - nhiệt đối với các đối tượng gia công, được gọi là cơ nhiệt luyện, còn sự tăng bền đạt được do kết quả của tác động hỗn hợp như vậy gọi là sự hoá bền cơ - nhiệt luyện. Cơ sở của phương pháp cơ - nhiệt luyện là bằng tác động cơ - nhiệt tổng hợp tạo ra trong tinh thể kim loại những siêu bề mặt ổn định, gây cản trở sự chuyển động tự do của lệch. Do đặc điểm này, người ta còn gọi hoá bền cơ - nhiệt luyện là hoá bền siêu cấu trúc. Khác với các dạng hoá bền khác, hoá bền cơ - nhiệt tạo ra sự tăng năng lượng của vật liệu trong khi nó vãn giữ được hoặc làm tăng tính ổn định của trạng thái cấu trúc. Các siêu bề mặt hoặc biên giới siêu hạt hình thành từ các ‘vách’ lệch, phân chia tinh thể thành những vùng thể tích siêu nhỏ này còn được gọi là siêu hạt có tính ổn định nhiệt cao. Sự hoá bền siêu cấu trúc do tác động cơ- nhiệt là nội dung chính của cơ - nhiệt luyện. 3.1 Cơ - nhiệt luyện nhiệt độ thấp. ( Low thermo – mechanical Treatment – LTMT ), 3.1.1 khái niệm Phương pháp gia công này bao gồm tôi, biến dạng dẻo ở nhiệt độ thấp hơn nhiệt độ bắt đầu kết tinh lại và hoá già tự nhiên (hay hoá già nhân tạo). Dạng gia công này thực hiện trên các vật liệu khác nhau sẽ cho hiệu quả khác nhau (hình 11). Chi tiết tiến hành tôi sau đó biến dạng dẻo rồi hoá già, so với trường hợp tôi và hoá già, sau khi cơ - nhiệt luyện nhiệt độ thấp đạt được giới hạn bền và giới hạn chảy cao hơn nhưng độ dẻo dai lại thấp hơn. Gia công biến dạng có thể là gia công biến dạng nóng hoặc gia công biến dạng nguội. Biến dạng dẻo không chỉ là phương pháp gia công tạo hình, mà nó còn gây ra sự biến đổi cơ bản đến tổ chức và do đó dẫn đến sự thay đổi về tính chất của hợp kim nhôm. Sự định hướng của các hạt và phần tử pha thứ hai: Khi biến dạng, phụ thuộc vào phương pháp biến dạng và hình dạng chi tiết, tinh thể có hình dạng khác nhau. Như trong các dây kim loại do biến dạng kéo, kim loại tinh thể có dạng sợi, thớ, còn trong các tấm cán nó có dạng vẩy, dạng tấm và trong các vật rèn, dập trong khuôn thì lại có hình dạng phức tạp hơn. Các phần tử liên kim loại sẽ phân bố tương ứng với sự định hướng của hạt, chúng thường xếp thành hàng theo phương biến dạng chính. Định hướng tinh thể hoặc textua biến dạng. Quá trình trượt để tạo ra biến dạng dư kèm theo quá trình quay của mỗi hạt tinh thể. Sự quay của tinh thể cũng là sự quay của mặt trượt và xu hướng chung là tiến gần về trục biến dạng chính (chẳng hạn trục kéo khi đặt tải trọng kéo, ép). Biến dạng càng lớn, mức độ quay càng nghiều và đến một mức độ nào đó các hạt có góc định hướng gần giống nhau, trùng với trục biến dạng chính (textua biến dạng). Nó thể hiện rõ nét khi với mức độ biến dạng lớn (70 – 90%) theo độ giảm tiết dạng ngang. Hệ trượt chủ yếu của nhôm là {111}, . Trong các thỏi nhôm ép, quan sát thấy sự định hướng theo chiều trục của các phương tinh thể [111] và [100]. Phần lớn các hạt định hướng sao cho phương [111] song song với trục thỏi ép, còn khoảng từ 5 – 30% số hạt có định hướng phương [100] theo trục của thỏi. Với các tấm cán quan sát thấy textua {110}, [112], ở đây các mặt (110) của hạt song song với mặt tấm cán, còn phương [112] song song với phương cán[3]. Mức độ textua biến dạng xác định bởi số lượng hạt có định hướng tinh thể theo phương biến dạng. Mức độ này tăng lên khi tăng nhiệt độ và mức độ biến dạng đến một giá trị tới hạn. Mật độ lệch sau biến dạng trong hợp kim nhôm. ở trạng thái ủ, mật độ lệch trong nhôm khoảng 107cm-2 khi biến dạng nguội, giá trị của mật độ lệch có thể đạt tới 1010 – 1011cm-2. Tổ chức lệch trong hợp kim nhôm phụ thuộc vào trạng thái biến dạng. Tổ chức lệch trong nhôm sau biến dạng nguội có dạng tổ ong. Biên giới các ô là các búi lệch, phía trong tâm ô mật độ lệch nhỏ, bao gồm các lệch phân số rời rạc. sau biến dạng nóng, tổ chức lệch trong nhôm khác đi do có quá trình hồi phục. Lệch ở đây tạo thành các vách lệch, đó chính là biên giới siêu hạt. Mật độ lệch trong hợp kim nhôm biến dạng nóng khá cao khoảng 109 – 1010cm-2. Tổ chức đồng đều và loại bỏ khuyết tật đúc. Phôi đúc trước khi gia công áp lực thường có các dạng khuyết tật như độ hạt không đồng đều, thiên tích thành phần, rỗ khí cũng như lẫn xỉ và oxyt. Sau khi biến dạng tổ chức trở lên nhỏ mịn, độ xít chặt tăng, mật độ cao hơn và đồng nhất hơn so với trạng thái ban đầu. Trong khi biến dạng nóng hoặc biến dạng nguội thiên tích nhánh cây giảm xuống, các rỗ xốp và bọt khí được ép liền lại. Tính chất của hợp kim nhôm sau biến dạng thay đổi rất mạnh. Trong các hợp kim nhôm, ta chú ý đặc điểm của các hợp kim nhôm chứa kim loại chuyển tiếp là tổ chức khi biến dạng khá ổn định do nhiệt độ kết tinh lại khá cao. Nhiệt độ và phương pháp biến dạng có ảnh hưởng rất lớn đến nhiệt độ khi kết tinh lại của hợp kim nhôm (vấn đề này có liên quan đến hiệu ứng hoá bền tổ chức hợp kim nhôm). Ví dụ hợp kim nhôm Д16 với cùng mức biến dạng là 85%, nhưng mẫu sau khi cán nguội có nhiệt độ kết tinh lại (tktl) là 3500C, mẫu sau cán nóng có t0ktl là 3900C còn mẫu sau ép nóng có nhiệt độ kết tinh lại cao nhất là 5000C. Như vậy trong trường hợp sau cùng mẫu sau khi ép nóng chịu gia công nhiệt luyện hoá bền bao gồm tôi và hoá già, tổ chức của hợp kim vẫn ở trạng thái chưa kết tinh lại và như vậy là mẫu bị hoá bền rất mạnh. Khi biến dạng nguội, sự hoá bền xảy ra do hiệu quả biến cứng. Hiện tượng biến cứng tăng bền được ứng dụng rộng rãi trong kỹ thuật để hoá bền chi tiết nhôm và hợp kim nhôm (hợp kim Al-Mg-Si). Sau biến dạng độ hoạt hoá học của nhôm tăng lên tuy nhiên tính nhạy cảm đối với một số dạng ăn mòn như ăn mòn biên giới và ăn mòn dưới tác dụng của ứng suất giảm xuống. Các tính chất của chi tiết hoặc bán thành phẩm từ nhôm và hợp kim nhôm sau biến dạng khác nhau theo phương khác nhau. Thông thường độ bền, độ dẻo, tính ổn định chống ăn mòn dưới tác dụng của ứng suất lớn nhất theo phương biến dạng chính. Đối với tấm nhôm cán độ bền theo phương tạo thành 450 so với phương cán là nhỏ nhất[3]. 3.1.2 Hoá già tự nhiên sau khi biến dạng nguội hợp kim hệ Al-Mg-Si. Các kết quả nghiên cứu cho thấy rằng biến dạng nguội của các hợp kim nghiên cứu, cũng như các hợp kim hệ Al-Cu-Mg, đã làm ức chế quá trình hoá già tự nhiên tiếp theo. Các hợp kim ngay sau khi biến dạng nguội sẽ nhận được tính chất tương ứng với trạng thái hoá già tự nhiên. Hoá già tự nhiên có thể sẽ không tạo ra sự thay đổi tính chất của loại hợp kim này. 3.1.3 Hoá già nhân tạo sau khi biến dạng nguội. a. Hợp kim hệ Al – Cu – Mg. Sự ảnh hưởng tổng hợp của biến dạng nguội tới quá trình hoá già nhân tạo sau đó của các hợp kim này được nghiên cứu bởi A.Pauxnhicôpva. Những phát hiện cho thấy rằng, biến dạng đã làm tăng tốc độ quá trình hoá già nhân tạo và sẽ càng lớn hơn nếu mức độ biến dạng tăng. ảnh hưởng của biến dạng được xác lập đối với hợp kim nhôm có chứa 4%Cu, khi mức độ biến dạng tới 75%. Sự phụ thuộc của tính chất của hợp kim ở trạng thái hoá già vào giá trị độ lớn biến dạng nguội là đặc tính phức tạp nhất được xác định đối với hợp kim Д16 (4,5%Cu, 1,5%Mg, 0,9%Mn, 0,2%Fe) là mối liên hệ giữa tính chất của hợp kim giữa thời gian tôi và biến dạng (0,3 và 24 giờ) từ hình 12 chỉ ra sự ảnh hưởng của biến dạng đến tính chất cơ học của tấm hợp kim Д16 sau khi hoá già nhân tạo. Nhiều công trình nghiên cứu cũng đã chỉ ra rằng tính chất của hợp kim không bị ảnh hưởng khi ta thay đổi trong khoảng thời gian giữa hoá già nhân tạo và biến cứng. Hợp kim hoá già qua 15 và 24 giờ sau khi biến cứng ở 1850C trong thời gian 8 giờ. ở điều kiện này nhận được đường cong về sự phụ thộc như hình 13. Như vậy, khoảng thời gian giữa tôi và biến dạng, giữa sau biến dạng và hoá già nhân tạo, thực tế không ảnh hưởng đến tính chất của vật liệu sau khi hoá già nhân tạo. Đây là kết luận thực tế quan trọng, vì nó sẽ mở rộng khả năng công nghệ gia công, xử lý biến dạng và hoá già nhân tạo. Các kết quả nghiên cứu trên được ứng dụng tại các xí nghiệp ở Mỹ. Hợp kim 24S (tương đương mác Д16) biến dạng ở bất kỳ khoảng thời gian nào sau khi tôi, hiệu ứng hoá bền không bị giảm, vật liệu được tiến hành biến dạng nguội theo phương pháp kéo hay là cán với độ biến dạng 1 – 6% và sau đó hoá già nhân tạo ở 185 – 1900C trong thời gian 7 – 10 giờ. b. Hợp kim hệ Al – Mg – Si. Nhiều công trình tiến hành nghiên cứu ảnh hưởng của biến dạng nguội ở trạng thái vừa tôi và hoá già nhân tạo tiếp theo đến tính chất của hợp kim hệ Al – Mg – Si, chủ yếu là các hợp kim phân bố trên mặt cắt giả hai nguyên Al – Mg2Si có chứa 0,75%Mg2Si và 1,5%Mg2Si. Kết quả nghiên cứu đã thấy rằng tính chất của hợp kim với hàm lượng 1,5%Mg2Si, sau một chu kỳ gia công liên hoàn có thể thay đổi giá trị phụ thuộc vào chế độ gia công, mức độ biến dạng và nhiệt độ hoá già. So sánh tính chất của hợp kim nhôm chứa 1,5%Mg2Si khi hoá già sau biến cứng với tính chất của hợp kim này thì khi hoá già không biến dạng (Hình 13) có thể rút ra kết luận như sau: ở 1250C chỉ xảy ra giai đoạn đầu của quá trình hoá già đó là sự tạo vùng đặc trưng cho trạng thái hoá già tự nhiên. Đến 1500C bắt đầu xảy ra giai đoạn hai của quá trình hoá già, đặc trưng là tiết ra pha mới với kiểu mạng tinh thể riêng. Khi đó tính dẻo sẽ bị giảm, đặc tính bền và giới chảy đều tăng, điều đó có nghĩa liên quan đến sự không đồng nhất của hợp kim. Hoá già ở 1900C sau khi biến dạng đến 10% gây ra thải bền. Điều này được giải thích bởi quá trình tích tụ pha do quá trình tiết pha được thúc đẩy mạnh. Điều chú ý là biến dạng nguội trong mọi trường hợp đều làmg tăng độ bền; sự giảm độ bền chỉ có thể giải thích do sự tiết ra và lớn lên của các hạt, như khi hoá già biến dạng ở nhiệt độ 2100 và 2400 (Hình 13). Đặc điểm thay đổi tính chất của hợp kim khi hoá già ở nhiệt độ được chỉ ra ở hình 13. Thấy rõ rằng biến dạng đã ảnh hưởng tới quá trình tiết pha phân tán tăng bền Mg2Si. Tổ chức thay đổi, tạo ra khả năng hóa bền, có thể làm tăng giá trị độ bền và giảm giá trị độ dẻo. Sự tăng bền do biến dạng nguội các mẫu từ hợp kim nhôm chứa 1,5%Mg2Si ở trạng thái vừa mới tôi đạt giá trị lớn nhất trong trường hợp hoá già nhân tạo ở nhiệt độ 1500 – 1700C. ở khoảng nhiệt độ này ảnh hưởng của biến dạng đến hóa bền khi hoá già vẫn được đảm bảo (nhiệt độ thấp hơn nhiệt độ vùng xảy ra thải bền). Nhiệt độ hoá già từ 1500 – 1700 đã được ứng dụng có hiệu quả để hóa bền hợp kim chứa 1,5%Mg2Si, khi cơ nhiệt luyện nhiệt độ thấp (HTMO) với sự biến dạng ở trạng thái vừa tôi. Trong trường hợp hoá già ở 1500C giới hạn bền của hợp kim chứa 0,75%Mg2Si và 1,5%Mg2Si sẽ tăng tỷ lệ với mức độ cán nguội. Trong trường hợp này điều quan trọng là lựa chọn khoảng thời gian hoá già tối ưu. Hợp kim biến dạng đến 90% có thời gian hoá già tối ưu được chỉ ra ở Bảng 4. Hình 13. Sự phụ thuộc tính chất của hợp kim Al + 1,5%Mg2Si vào nhiệt độ hoá già (hoá già được tiến hành 15 phút sau khi tôi, thời gian hoá già là 6 giờ)r và r0 là điện trở suất ở trạng thái hoá già và trạng thái tôi. Các số liệu chỉ ra ở bảng 4 đã xác nhận HTMO có thể được ứng dụng để hóa bền hợp kim. Hiện nay phương pháp gia công T8 (tôi, biến dạng ng