Hợp kim nhôm biến dạng hóa bền bằng nhiệt luyện Al - Mg - Si đƣợc hóa bền dựa trên cơ sở tạo ra dung dịch rắn quá bão hòa và quá trình phân hóa tiết pha phân tán tiếp theo có tác dụng hóa bền. Các dạng nhiệt luyện là ủ, tôi và hóa già .
Nguyên công nhiệt luyện đầu tiên là ủ đồng đều hóa nhằm tăng độ đồng đều thành phần tăng độ dẻo cho quá trình biến dạng dẻo tiếp sau. Nhiệt độ ủ đồng đều hóa thấp hơn nhiệt độ cùng tinh và lớn hơn nhiệt độ đƣờng giới hạn hòa tan của nguyên tố hợp kim vào dung dịch rắn α, thƣờng chọn nhiệt độ ủ trong khoảng 450 - 5400C. Thời gian giữ nhiệt phụ thuộc vào kích thƣớc chi tiết, độ lớn của các phần tử thứ 2, thông thƣờng kéo dài từ 4 – 10 giờ.
Tôi là quá trình tạo ra dung dịch rắn quá bão hòa để hóa bền tiếp theo nhờ hóa già tiết pha phân tán. Hợp kim đƣợc nung lên đến nhiệt độ tôi (điểm A, hình 3.1), giữ nhiệt để hòa tan các phân tử pha thứ hai và đồng đều hóa thành phần dung dịch rắn . Sau khi làm nguội trong nƣớc hợp kim có tổ chức là dung dịch rắn quá bão hòa (điểm B, hình 3.1). Điều này là rất cần thiết cho quá trình hóa già sau đó.
Sau khi tôi hợp kim có tổ chức là dung dịch rắn quá bão hòa với hiệu quả tăng bền không lớn. Để tăng bền ngƣời ta phải tiến hành hóa già ở nhiệt độ và thời gian nhất định, khi đó quá trình phân hóa dung dịch rắn xảy ra, tổ chức của hợp kim trở thành hai pha.
Hình 3.1 Sơ đồ minh họa quá trình chuyển pha k hi tôi [18]
Khi tăng nhiệt độ (hoặc kéo dài thời gian giữ nhiệt ở nhiệt độ không đổi), sự biến đổi tổ chức của dung dịch rắn quá bão hòa bắt đầu từ việc hình thành các vùng Guinier - Preston (VGP), tiếp theo là sự tạo ra pha β‟‟ (VGP2), pha β‟ và pha β (Mg2Si).
αqbh → VGP → β‟ → β [4]
3.1.1.Vùng Guinier – Preston (VPG).
Tổ chức của hợp kim sau tôi là dung dịch bão hòa 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 – nguyên tố hợp kim, các liên hợp này di động dễ dàng, khuếch tán đến nơi hình thành VGP.
VPG là một vùng của dung dịch rắn quá bão hòa đƣợc làm giàu nguyên tố hợp kim, tất nhiên nó có cùng kiểu mạng tinh thể với dung dịch rắn. Giữa VGP và pha mẹ không có mặt ranh giới rõ rệt. Hình dạng vùng GP khác nhau ở các hệ hợp kim khác nhau, phụ thuộc vào nhiều yếu tố quan trọng nhất là sự chệch lệch kích thƣớc nguyên tử, bảng 3.1. Do sự chêch lệch đƣờng kính nguyên tử d giữa Al và nguyên tố hợp kim, sự hình thành VGP gây ra trƣờng ứng suất đàn hồi khá lớn.
Bảng 3.1 Hình dạng của VGP của các hệ hợp kim khác nhau [16] Hình dạng VGP Hệ hợp kim Sự khác nhau về đƣờng kính nguyên tử % Hình phỏng cầu Al – Ag + 0,7 Al – Zn - 1,9 Al – Zn – Mg + 2,6 Cu – Co - 2,8 Hình đĩa Al – Cu - 11,8 Cu – Be - 8,8 Hình kim Al – Mg – Si + 2,5 Al – Cu – Mg - 6,5
Kích thƣớc của VGP phụ thuộc vào thành phần hợp kim, nhiệt độ và thời gian hóa già, khoảng 10100 A.
Hình 3.2. Vùng Guinier - Preston
Về mặt nhiệt động học, VGP tƣơng tự nhƣ trạng thái pha giả ổn định và hoàn toàn khác với vùng tạo ra do thăng giáng thành phần. Trong khi vùng thăng giáng thành phần không ổn định thì VGP ổn đinh theo thời gian. Tƣơng tự pha ổn định nhiệt động học, trên giản đồ pha tồn tại đƣờng hòa tan của VGP. VGP có thể lớn lên bằng cách thôn tính các vùng nhỏ lân cận theo cơ chế khuếch tán. Thành phần của VGP ở nhiệt độ nhất định không phụ thuộc thành phần hợp kim .
So sánh mật độ lệch và mật độ VGP khi hóa già thấy rằng mật độ VGP lớn hơn mật độ lệch [5]. Trên cơ sơ đó ngƣời ta cho rằng VGP sinh ra theo cơ chế mầm đồng pha trên các vùng ba động nồng độ. Do vậy các VGP phân bố khá đều trên toàn bộ thể tích mẫu.