铝合金时效工艺

一、时效方法

铝合金和钢铁不同，淬火以后的变形铝合金不能立即强化。它得到的是一种过饱和固溶体组织。这种过饱和固溶体不稳定，它有自发分解的趋势。在一定的温度下，保持一定的时间，过饱和固溶体发生分解(称为脱溶)，引起铝合金强度和硬度大幅度提高，这种热处理过程称之为时效。

在室温下自然停放一定的时间，铝合金强度及硬度提高的方法称为自然时效。入为的将铝合金制品在高于室温下的某一温度，保温一定的时间，以提高铝合金强度及硬度的方法称入工时效。

对于Al-Mg-Si系的6063合金而言，自然时效进行得非常缓慢，在室温下停留半个月，甚至更长的时间，也达不到最佳的强化效果，比入工时效的强化效果要差30%～50%，所以一般都采用入工时效。含有主要强化相Mg

2

Si、MgZn和

Al

2Mg

3

Zn

3

的合金、都只有进行入工时效才能获得最高的强度。

含有主要强化相CuAl

2

和S(A1

2

CuMg) 等相的合金，采用自然时效和入工时

效两种方法都可以。如2A11和2A12合金采用自然时效和入工时效都可以获得最佳强化效果。究竟采用哪种时效方法，这需要根据合金的本性和用途来决定。一般在高温下工作的变形铝合金多采用入工时效，而在室温下工作的变形铝合金宜采用自然时效。

二、时效强化机理

铝合金的时效强化理论，有很多种说法。如弥散硬化理论、滑移干扰理论、溶质原子富集成强化或硬化区理论等。目前普遍认为时效强化或硬化是原子富集形成强化区的结果。经科学实验证实，用X射线方法对铝合金过饱和固溶体分解动力学研究和通过电子显微镜对薄膜透射观察，看到中间过渡析出阶段(硬化区)的数量、大小、形状和分布特点，描绘了硬化区的形象，揭示了铝合金时效硬化现象的实质。但时效硬化是一个非常复杂的问题，与合金的成分、时效工艺、生产过程中的加工状态都有关系，目前对时效的认识还不十分彻底。下面仅介绍硬化区理论。

铝合金在淬火加热、快速冷却时，形成过饱和固液体。过饱和固溶体有从不稳定状态向稳定平衡状态转变的趋势。而在过饱和固溶体快速冷却过程中，合金中的大量空位也被“固定”在晶体中，这些空位的存在加速了溶质原子的扩散速度，促使溶质原子的富集。这些溶质原子富集区，开始形成时是无序的，这种无序的富集区称GPⅠ分区。随着温度的升高和时间的延长，这些富集起来的溶质原子，逐渐有次序的排列起来，这种有序的富集区称之GPⅡ区。

GP区的大小、数量决定于淬火温度和冷却速度。淬火加热温度越高，空位浓度越大，GP区的数量增加，GP区的尺寸减小。冷却速度越大，固溶体内的固定的空位越多，有利于增加GP区的数量，减小GP区的尺寸。当时效温度继续升高，或时间延长时，那些大于临界尺寸的GPⅡ区发生长大，形成过渡相θ′(或β′ )，θ′相的化学成分与稳定相θ(CuAl2)相同，与母体保持有共格关系，有效阻碍了金属晶体的变形，因而大大提高了金属的强度。当温度进一步升高或时间进一步延长时，过渡相θ′(或β′)变成了θ(CuAl

2

)相，这时的θ相完全脱离了母相，并有自己独立的晶格。这时合金的强度已超过最大值，开始下降，称为过时效。总之合金的时效过程是过饱和固溶体的分解脱溶过程，具有一定的顺序：先形成GPⅠ区，GP区的有序化形成GPⅡ区，形成过渡相θ′(或β′)，

最后形成平衡相。

脱溶时为什么不直接形成平衡相?这是由于平衡相一般与基体形成新的非共格界面，界面能大，而亚稳定的脱溶产物θ′相与基体完全或部分共格，界面能小。相变初期新相的比表面大，因而界面能起决定作用。界面能小的相，形功小，容易形成。所以首先形成形核功最小的过渡相，再演变成平衡稳定相。

不同合金系脱溶序列不一定相同。如Al—Cu系合金可能出现两种过渡相矿θ〞及θ′而大部分合金只存在一种过渡亚稳定相，表3—5—5为几种合金系的脱溶序列。

表3—5—5主要铝合金系的脱溶序列

图3—5—6表明Al—Cu合金在130℃时效硬度和结构的变化情况。由图可知：时效各阶段顺序并不是截然分开的，而是在前一阶段尚未结束时，后一阶段则已经开始。同时也可以看出时效硬化的主要结构是GPⅠ区和GPⅡ区，时效硬度最高峰在GPⅡ区末期和过滤相θ′的初期。当大量出现平衡相θ时，软化明显，说明过时效发生。

图3—5—6 A1—Cu合金在130℃时效硬度及结构变化图

三、6063合金的入工时效工艺

6063合金的时效工艺比较成熟，一般选择加热保温温度为170～220℃，保温l～8h。时效温度低则保温时间长，选择较高的时效温度，则保温时间相应缩短。对于不同企业来说，时效炉的加热方式、炉子的形状、大小、温差各不相同。因此选择最佳的时效工艺，最好通过实验来确定。例如切取一批6063合金挤压制品的时效试样，按温度不同分成若干组，在每一个温度下，又分为不同的保温时间，进行时效试验。然后将试样分别测定抗拉强度，不同温度、不同保温时间测得的抗拉强度值列于表3—5—6中。最后将表中数据绘成时效硬化曲线。如图3—5—7所示。

由图可知：时效温度为l80℃时，达到6063合金国家标准的抗拉强度的保温时间要4 h以上；时效温度为l90℃时，则需要2.5 h以上；时效温度为200℃时，则只需要l h就可以了。目前各个企业多数采用下面三个不同的时效工艺：

1)时效温度180±5℃，保温4～8 h；

2)时效温度l90±5℃，保温3～6 h；

3)时效温度200±5℃，保温l.5～3 h。

保温时间的选择应根据铝型材的壁厚和装料的紧密程度来决定。一般壁厚l.2 mm以下时取下限保温时间，壁厚在5.0 mm以上取上限保温时间。在其中间的壁厚选择上、下限保温时间的适当时间。如装炉量少，装料稀疏可以选偏下限的保温时间；装炉量多，且摆放致密应选偏上限的保温时间。

从表3—5—6和图3—5—7可知：时效温度相差10℃，同一保温时间下制品的强度相差较大，说明铝合金的时效效果对温度十分敏感，为保证制品性能的均匀性和稳定性，对时效炉的温差要求较严。一般应在±5℃的范围内，最好能控制在±3℃。

表3—5—6不同温度、不同保温时间试样的强度值/MPa

图3—5—7时效硬化曲线

四、其他工业铝型材的时效工艺

其他工业铝材的挤压铝合金有一部分是可以自然时效的。根据不同合金的特点，自然时效的时间长短不同。一般自然时效的合金，淬火后在室温放置四昼夜均可以达到最大的力学性能，自然时效效果最明显是在24 h之内，通常在48 h 之内可以基本完成时效强化过程。图3—5—8和网3—5—9可以看出自然时效时间对力学性能的影响。

图3—5—8 2A11合金机4 mm棒材自然时效

保温时间对力学性能的影响

图3—5—9 2A12合金ф15 mm棒材自然时效

保温时间对力学性能的影响

需要人工时效的合金，淬火后为防止“停放效应”引起时效后力学性能降低的现象，应尽快将挤压淬火制品进行人工时效。一般在室温下停放时间不应超过2～4 h。人工时效工艺最好按上节所介绍的方法，通过试验来确定人工时效工艺。其他工业铝合金的人工时效工艺可参考表3—5—7。

表3—5—7变形铝合金人工时效工艺

对于可以进行自然时效或者人工时效的铝合金，采用哪种方法时效应根据其使用要求而定。一般来说采用自然时效的铝合金，屈服强度稍低，而耐蚀性能较好；采用人工时效的铝合金，其屈服强度较高，而伸长率和耐腐蚀性能降低。但对Al－Zn－Mg－Cu系合金，如7A04合金则相反，采用人工时效时，合金的耐腐蚀性能反而较自然时效的好些。

五、影晌时效效果的因素

1．合金的化学成分影响

时效强化效果取决于合金组元能否溶于固溶体以及固溶体随温度变化产生脱溶相的性质和脱溶程度。如锰、硅在铝中的固溶度较小，且随温度变化不大，镁、锌虽然在铝基中有较大的固溶度，但它们与铝形的化合物的结构与铝基体的差异较小，强化效果甚微。所以Al－Mn，Al－Si，Al－Mg，Al－Zn系合金通常都不采用时效强化处理。而Al－Cu，Al－Mg－Si和Al－Cu－Mg－Si系合金

中的(CuAl

2)相、Mg

2

Si相、S(Al

2

CuMg)相在高温下能溶于固溶体中，溶解度随温

度而变化，因而可以通过淬火、时效提高合金的强度。对于以θ(CuAl

2

)相、Mg：

Si相和S(A1

2CuMg)相为强化相的合金而言，随着CuAl

2

，Mg

2

Si和Al，CuMg的含

量增加，时效强化效果逐渐增加。

2．时效温度的影响

从图3—5—7可知，不同时效温度获得最大强度值的保温时间不同或在同一保温时间下的强度值不同。这是因为在不同温度时效，析出相的临界晶核大小、数量、成分以及富集区长大速度不同。如温度太低、扩散困难，GP区不易形成或数量很少，因而时效后的强度低，而时效温度过高时，扩散容易产生，过饱和固溶体析出相粗大，使强度降低，即产生过时效现象。因此每种合金都有在某一保温时间内最佳的时效温度。不同的时效温度对时效效果的影响不相同。

应当指出，一定的时效温度必须与一定的时效时间相结合，才能获得满意的强化效果。时效时间太短，将使合金时效不充分，降低强化效果。时效时间太长，将会产生过时效，同样降低强化效果，特别是时效温度较高时，这种影响更为明显。

3．淬火到人工时效中间停放时间的影响

从淬火到人工时效中间停放时间，是指挤压制品经风冷或水冷到人工时效开始之间的时间，或挤压制品从淬火炉出来进行淬火后到人工时效开始之间的时间。

不同合金的中间停放时间，都会不同程度地影响时效后的强化效果，这种现象称为“停放效应”。对于Al—Mg—Si系合金而言，中间停放时间，根据其化学成分的不同，可以使合金的力学性能降低，也可以使合金的力学性能提高。如图3—5—10所示，当形成的Mg

2

Si含量在1.0%以下时，中间停放时间将引起人

工时效后强度增加，Mg

2

Si含量高于l%时，将引起人工时效后强度降低。6063

合金的Mg︰Si含量一般在0.8%～l.1%之间，因此室温停放时间对人工时效后的强度影响不大，甚至还稍有提高。

对于6061合金和硬铝、超硬铝合金如7A04，7075等合金，中间停放时间会使人工时效后的强度降低。实验证明在4～30 h的范围内影响最大。因此这类合金最好在淬火后立即进行人工时效。规定中间停放时间应在4 h之内。

有人对6A02合金的中间停放时间进行研究、对型材抗拉强度的影响如图3—5—11所示。由图可知：

1)停放时间很短(1 h以内)，由于在停放时间内自然时效产生的小尺寸GP 区，在人工时效温度下不稳定而重新溶于固溶体，形核率降低，人工时效后的型材组织内存在粗大过渡相，因而使型材抗拉强度不高。

2)当停放时间在2～3 h之内，可获得最佳的时效效果。因为此时获得了尺寸适当的GP区，它在人工时效开始时稳定，形核率高。人工时效时，Mg和Si 的原子继续向硅偏聚团上迁移,大量的稳定晶核继续成长,形成弥散的Mg

Si强化

2

相也参加时效,型材性能达到峰值。

相,同时CuAl

2

3)如果停放时间过长，合金内产生大量的大尺寸偏聚团，使固溶体内溶质原子浓度降低，人工时效过程中，大于临界尺寸的GP区重新溶于固溶体而大量共

Si相粒子，使型材性能降低。

格析出产物粗大，形成了较大的Mg

2

图3—5—11停放时间对型材抗拉强度影响图 24 h引起抗拉强度的变化

图3—5—10 A1-Mg-Si合金淬火后存放

六、分级时效与形变时效

1．分级时效

近年来随着工业铝材的应用Et益广泛，20世纪70年代研究开发的一种新的时效方法，分级时效已越来越多被采用。分级时效又称阶段时效。它是把淬火后的制品放在不同温度下进行两次以上加热保温的一种时效方法。在分级时效时，一般都是第一阶段采用较低的温度，促使过饱和固溶体内形成大量弥散的GP区作为向中间相过渡的核心，随着GP区密度的增加，也等于加大了中间相的弥散度。第二阶段采用较高的温度时效，促使在较低温度下形成的GP区继续长大，得到密度较大的中间相，引起制品充分强化。

分级时效与单级时效相比，可以缩短时效时间，并且可以改善超硬铝合金Al—Zn—Mg和Al—Zn—Mg—Cu系合金的显微结构，可以保持力学性能不变的情况下，显著提高合金的耐应力腐蚀能力、疲劳强度和断裂韧度。

分级时效工艺一般都是第一阶段温度较低，要保证形成GP区在短时间内完成。第二阶段的时效温度较高，促使GP区向中间相转变，以获得较高的强度和其他良好的性能。几种超硬铝合金的分级时效工艺见表3—5—8。

表3—5—8几种铝合金的分级时效工艺

3．形变时效

形变时效是把时效硬化和加工硬化结合起来的一种新的热处理方法。也称低温形变热处理。通常的处理方式有：

1)淬火——冷变形——人工时效

2)淬火——自然时效——冷变形——人工时效

3)淬火——人工时效(短时)——冷变形——人工时效

形变时效由于把时效硬化与加工硬化结合起来，增加了合金中的位错与空位，在固溶体中形成了稳定的亚结构，因而提高了铝合金的强度和耐蚀性。

对于不同的合金可以试用不同的低温形变热处理工艺组合。低温形变使合金中形成较多的位错网络，使脱溶相形核更广泛和均匀，利于合金强度提高。合金淬火后，经过冷变形再加热到时效温度后，脱溶与回复过程同时发生，脱溶过程因冷变形而加速，脱溶相质点更加弥散。冷变形使合金产生大量的位错塞积与缠结，有利于溶质原子的聚集和强化相的形核和析出，使得时效过程加速。

形变时效由于淬火和人工时效之间要进行一次冷变形，对于铝型材来说是不

太适用的，因此主要用于板材、管材和棒材。如2A12合金板材淬火后采用小于30% 的冷变形，再人工时效，可以提高抗拉强度，在150℃的温度下抗拉强度可提高 13%～l8%。