一、時(shí)效方法

    鋁合金和鋼鐵不同，淬火以后的變形鋁合金不能立即強(qiáng)化。它得到的是一種過飽和固溶體組織。這種過飽和固溶體不穩(wěn)定，它有自發(fā)分解的趨勢(shì)。在一定的溫度下，保持一定的時(shí)間，過飽和固溶體發(fā)生分解(稱為脫溶)，引起鋁合金強(qiáng)度和硬度大幅度提高，這種熱處理過程稱之為時(shí)效。
    在室溫下自然停放一定的時(shí)間，鋁合金強(qiáng)度及硬度提高的方法稱為自然時(shí)效。入為的將鋁合金制品在高于室溫下的某一溫度，保溫一定的時(shí)間，以提高鋁合金強(qiáng)度及硬度的方法稱入工時(shí)效。
    對(duì)于Al-Mg-Si系的6063合金而言，自然時(shí)效進(jìn)行得非常緩慢，在室溫下停留半個(gè)月，甚至更長(zhǎng)的時(shí)間，也達(dá)不到最佳的強(qiáng)化效果，比入工時(shí)效的強(qiáng)化效果要差30%～50%，所以一般都采用入工時(shí)效。含有主要強(qiáng)化相Mg2Si、MgZn和Al2Mg3Zn3的合金、都只有進(jìn)行入工時(shí)效才能獲得最高的強(qiáng)度。
    含有主要強(qiáng)化相CuAl2和S(A12CuMg)等相的合金，采用自然時(shí)效和入工時(shí)效兩種方法都可以。如2A11和2A12合金采用自然時(shí)效和入工時(shí)效都可以獲得最佳強(qiáng)化效果。究竟采用哪種時(shí)效方法，這需要根據(jù)合金的本性和用途來決定。一般在高溫下工作的變形鋁合金多采用入工時(shí)效，而在室溫下工作的變形鋁合金宜采用自然時(shí)效。

二、時(shí)效強(qiáng)化機(jī)理

    鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化理論，有很多種說法。如彌散硬化理論、滑移干擾理論、溶質(zhì)原子富集成強(qiáng)化或硬化區(qū)理論等。目前普遍認(rèn)為時(shí)效強(qiáng)化或硬化是原子富集形成強(qiáng)化區(qū)的結(jié)果。經(jīng)科學(xué)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，用X射線方法對(duì)鋁合金過飽和固溶體分解動(dòng)力學(xué)研究和通過電子顯微鏡對(duì)薄膜透射觀察，看到中間過渡析出階段(硬化區(qū))的數(shù)量、大小、形狀和分布特點(diǎn)，描繪了硬化區(qū)的形象，揭示了鋁合金時(shí)效硬化現(xiàn)象的實(shí)質(zhì)。但時(shí)效硬化是一個(gè)非常復(fù)雜的問題，與合金的成分、時(shí)效工藝、生產(chǎn)過程中的加工狀態(tài)都有關(guān)系，目前對(duì)時(shí)效的認(rèn)識(shí)還不十分徹底。下面僅介紹硬化區(qū)理論。
    鋁合金在淬火加熱、快速冷卻時(shí)，形成過飽和固液體。過飽和固溶體有從不穩(wěn)定狀態(tài)向穩(wěn)定平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)。而在過飽和固溶體快速冷卻過程中，合金中的大量空位也被“固定”在晶體中，這些空位的存在加速了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，促使溶質(zhì)原子的富集。這些溶質(zhì)原子富集區(qū)，開始形成時(shí)是無序的，這種無序的富集區(qū)稱GPⅠ分區(qū)。隨著溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，這些富集起來的溶質(zhì)原子，逐漸有次序的排列起來，這種有序的富集區(qū)稱之GPⅡ區(qū)。
    GP區(qū)的大小、數(shù)量決定于淬火溫度和冷卻速度。淬火加熱溫度越高，空位濃度越大，GP區(qū)的數(shù)量增加，GP區(qū)的尺寸減小。冷卻速度越大，固溶體內(nèi)的固定的空位越多，有利于增加GP區(qū)的數(shù)量，減小GP區(qū)的尺寸。當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高，或時(shí)間延長(zhǎng)時(shí)，那些大于臨界尺寸的GPⅡ區(qū)發(fā)生長(zhǎng)大，形成過渡相θ′(或β′)，θ′相的化學(xué)成分與穩(wěn)定相θ(CuAl2)相同，與母體保持有共格關(guān)系，有效阻礙了金屬晶體的變形，因而大大提高了金屬的強(qiáng)度。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高或時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)時(shí)，過渡相θ′(或β′)變成了θ(CuAl2)相，這時(shí)的θ相完全脫離了母相，并有自己獨(dú)立的晶格。這時(shí)合金的強(qiáng)度已超過最大值，開始下降，稱為過時(shí)效?？傊辖鸬臅r(shí)效過程是過飽和固溶體的分解脫溶過程，具有一定的順序：先形成GPⅠ區(qū)，GP區(qū)的有序化形成GPⅡ區(qū)，形成過渡相θ′(或β′)，最后形成平衡相。
    脫溶時(shí)為什么不直接形成平衡相?這是由于平衡相一般與基體形成新的非共格界面，界面能大，而亞穩(wěn)定的脫溶產(chǎn)物θ′相與基體完全或部分共格，界面能小。相變初期新相的比表面大，因而界面能起決定作用。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過渡相，再演變成平衡穩(wěn)定相。
    不同合金系脫溶序列不一定相同。如Al—Cu系合金可能出現(xiàn)兩種過渡相礦θ〞及θ′而大部分合金只存在一種過渡亞穩(wěn)定相，表3—5—5為幾種合金系的脫溶序列。

表3—5—5主要鋁合金系的脫溶序列

    圖3—5—6表明Al—Cu合金在130℃時(shí)效硬度和結(jié)構(gòu)的變化情況。由圖可知：時(shí)效各階段順序并不是截然分開的，而是在前一階段尚未結(jié)束時(shí)，后一階段則已經(jīng)開始。同時(shí)也可以看出時(shí)效硬化的主要結(jié)構(gòu)是GPⅠ區(qū)和GPⅡ區(qū)，時(shí)效硬度最高峰在GPⅡ區(qū)末期和過濾相θ′的初期。當(dāng)大量出現(xiàn)平衡相θ時(shí)，軟化明顯，說明過時(shí)效發(fā)生。

圖3—5—6 A1—Cu合金在130℃時(shí)效硬度及結(jié)構(gòu)變化圖

三、6063合金的入工時(shí)效工藝

    6063合金的時(shí)效工藝比較成熟，一般選擇加熱保溫溫度為170～220℃，保溫l～8h。時(shí)效溫度低則保溫時(shí)間長(zhǎng)，選擇較高的時(shí)效溫度，則保溫時(shí)間相應(yīng)縮短。對(duì)于不同企業(yè)來說，時(shí)效爐的加熱方式、爐子的形狀、大小、溫差各不相同。因此選擇最佳的時(shí)效工藝，最好通過實(shí)驗(yàn)來確定。例如切取一批6063合金擠壓制品的時(shí)效試樣，按溫度不同分成若干組，在每一個(gè)溫度下，又分為不同的保溫時(shí)間，進(jìn)行時(shí)效試驗(yàn)。然后將試樣分別測(cè)定抗拉強(qiáng)度，不同溫度、不同保溫時(shí)間測(cè)得的抗拉強(qiáng)度值列于表3—5—6中。最后將表中數(shù)據(jù)繪成時(shí)效硬化曲線。如圖3—5—7所示。
    由圖可知：時(shí)效溫度為l80℃時(shí)，達(dá)到6063合金國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)的抗拉強(qiáng)度的保溫時(shí)間要4 h以上；時(shí)效溫度為l90℃時(shí)，則需要2.5 h以上；時(shí)效溫度為200℃時(shí)，則只需要l h就可以了。目前各個(gè)企業(yè)多數(shù)采用下面三個(gè)不同的時(shí)效工藝：
    1)時(shí)效溫度180±5℃，保溫4～8 h；
    2)時(shí)效溫度l90±5℃，保溫3～6 h；
    3)時(shí)效溫度200±5℃，保溫l.5～3 h。
    保溫時(shí)間的選擇應(yīng)根據(jù)鋁型材的壁厚和裝料的緊密程度來決定。一般壁厚l.2 mm以下時(shí)取下限保溫時(shí)間，壁厚在5.0 mm以上取上限保溫時(shí)間。在其中間的壁厚選擇上、下限保溫時(shí)間的適當(dāng)時(shí)間。如裝爐量少，裝料稀疏可以選偏下限的保溫時(shí)間；裝爐量多，且擺放致密應(yīng)選偏上限的保溫時(shí)間。
    從表3—5—6和圖3—5—7可知：時(shí)效溫度相差10℃，同一保溫時(shí)間下制品的強(qiáng)度相差較大，說明鋁合金的時(shí)效效果對(duì)溫度十分敏感，為保證制品性能的均勻性和穩(wěn)定性，對(duì)時(shí)效爐的溫差要求較嚴(yán)。一般應(yīng)在±5℃的范圍內(nèi)，最好能控制在±3℃。

表3—5—6不同溫度、不同保溫時(shí)間試樣的強(qiáng)度值/MPa

 

時(shí)間/h 溫度/℃	1	1.5	2.O	2.5	3.0	4.0	5.0	6.O	7.0	8.0
160     170     180     190     200     210	146   150   160   163	145   151   155   165   168	144   148   153   161   171   174	147   150   156   164   178   178	150   153   159   167   178   177	152   156   162   169   177   175	154   158   167   172   176	156   160   171   178   173	159   163   178   180	165   168   179   179

 

圖3—5—7時(shí)效硬化曲線

四、其他工業(yè)鋁型材的時(shí)效工藝

    其他工業(yè)鋁材的擠壓鋁合金有一部分是可以自然時(shí)效的。根據(jù)不同合金的特點(diǎn)，自然時(shí)效的時(shí)間長(zhǎng)短不同。一般自然時(shí)效的合金，淬火后在室溫放置四晝夜均可以達(dá)到最大的力學(xué)性能，自然時(shí)效效果最明顯是在24 h之內(nèi)，通常在48 h之內(nèi)可以基本完成時(shí)效強(qiáng)化過程。圖3—5—8和網(wǎng)3—5—9可以看出自然時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響。

 

圖3—5—8  2A11合金機(jī)4 mm棒材自然時(shí)效 
保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

圖3—5—9  2A12合金ф15 mm棒材自然時(shí)效 
保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

需要人工時(shí)效的合金，淬火后為防止“停放效應(yīng)”引起時(shí)效后力學(xué)性能降低的現(xiàn)象，應(yīng)盡快將擠壓淬火制品進(jìn)行人工時(shí)效。一般在室溫下停放時(shí)間不應(yīng)超過2～4 h。人工時(shí)效工藝最好按上節(jié)所介紹的方法，通過試驗(yàn)來確定人工時(shí)效工藝。其他工業(yè)鋁合金的人工時(shí)效工藝可參考表3—5—7。

 

表3—5—7變形鋁合金人工時(shí)效工藝

    對(duì)于可以進(jìn)行自然時(shí)效或者人工時(shí)效的鋁合金，采用哪種方法時(shí)效應(yīng)根據(jù)其使用要求而定。一般來說采用自然時(shí)效的鋁合金，屈服強(qiáng)度稍低，而耐蝕性能較好；采用人工時(shí)效的鋁合金，其屈服強(qiáng)度較高，而伸長(zhǎng)率和耐腐蝕性能降低。但對(duì)Al－Zn－Mg－Cu系合金，如7A04合金則相反，采用人工時(shí)效時(shí)，合金的耐腐蝕性能反而較自然時(shí)效的好些。

五、影晌時(shí)效效果的因素

1．合金的化學(xué)成分影響
    時(shí)效強(qiáng)化效果取決于合金組元能否溶于固溶體以及固溶體隨溫度變化產(chǎn)生脫溶相的性質(zhì)和脫溶程度。如錳、硅在鋁中的固溶度較小，且隨溫度變化不大，鎂、鋅雖然在鋁基中有較大的固溶度，但它們與鋁形的化合物的結(jié)構(gòu)與鋁基體的差異較小，強(qiáng)化效果甚微。所以Al－Mn，Al－Si，Al－Mg，Al－Zn系合金通常都不采用時(shí)效強(qiáng)化處理。而Al－Cu，Al－Mg－Si和Al－Cu－Mg－Si系合金中的(CuAl2)相、Mg2Si相、S(Al2CuMg)相在高溫下能溶于固溶體中，溶解度隨溫度而變化，因而可以通過淬火、時(shí)效提高合金的強(qiáng)度。對(duì)于以θ(CuAl2)相、Mg：Si相和S(A12CuMg)相為強(qiáng)化相的合金而言，隨著CuAl2，Mg2Si和Al，CuMg的含量增加，時(shí)效強(qiáng)化效果逐漸增加。
2．時(shí)效溫度的影響
    從圖3—5—7可知，不同時(shí)效溫度獲得最大強(qiáng)度值的保溫時(shí)間不同或在同一保溫時(shí)間下的強(qiáng)度值不同。這是因?yàn)樵诓煌瑴囟葧r(shí)效，析出相的臨界晶核大小、數(shù)量、成分以及富集區(qū)長(zhǎng)大速度不同。如溫度太低、擴(kuò)散困難，GP區(qū)不易形成或數(shù)量很少，因而時(shí)效后的強(qiáng)度低，而時(shí)效溫度過高時(shí)，擴(kuò)散容易產(chǎn)生，過飽和固溶體析出相粗大，使強(qiáng)度降低，即產(chǎn)生過時(shí)效現(xiàn)象。因此每種合金都有在某一保溫時(shí)間內(nèi)最佳的時(shí)效溫度。不同的時(shí)效溫度對(duì)時(shí)效效果的影響不相同。
    應(yīng)當(dāng)指出，一定的時(shí)效溫度必須與一定的時(shí)效時(shí)間相結(jié)合，才能獲得滿意的強(qiáng)化效果。時(shí)效時(shí)間太短，將使合金時(shí)效不充分，降低強(qiáng)化效果。時(shí)效時(shí)間太長(zhǎng)，將會(huì)產(chǎn)生過時(shí)效，同樣降低強(qiáng)化效果，特別是時(shí)效溫度較高時(shí)，這種影響更為明顯。
3．淬火到人工時(shí)效中間停放時(shí)間的影響
    從淬火到人工時(shí)效中間停放時(shí)間，是指擠壓制品經(jīng)風(fēng)冷或水冷到人工時(shí)效開始之間的時(shí)間，或擠壓制品從淬火爐出來進(jìn)行淬火后到人工時(shí)效開始之間的時(shí)間。
    不同合金的中間停放時(shí)間，都會(huì)不同程度地影響時(shí)效后的強(qiáng)化效果，這種現(xiàn)象稱為“停放效應(yīng)”。對(duì)于Al—Mg—Si系合金而言，中間停放時(shí)間，根據(jù)其化學(xué)成分的不同，可以使合金的力學(xué)性能降低，也可以使合金的力學(xué)性能提高。如圖3—5—10所示，當(dāng)形成的Mg2Si含量在1.0%以下時(shí)，中間停放時(shí)間將引起人工時(shí)效后強(qiáng)度增加，Mg2Si含量高于l%時(shí)，將引起人工時(shí)效后強(qiáng)度降低。6063合金的Mg︰Si含量一般在0.8%～l.1%之間，因此室溫停放時(shí)間對(duì)人工時(shí)效后的強(qiáng)度影響不大，甚至還稍有提高。
    對(duì)于6061合金和硬鋁、超硬鋁合金如7A04，7075等合金，中間停放時(shí)間會(huì)使人工時(shí)效后的強(qiáng)度降低。實(shí)驗(yàn)證明在4～30 h的范圍內(nèi)影響最大。因此這類合金最好在淬火后立即進(jìn)行人工時(shí)效。規(guī)定中間停放時(shí)間應(yīng)在4 h之內(nèi)。
    有人對(duì)6A02合金的中間停放時(shí)間進(jìn)行研究、對(duì)型材抗拉強(qiáng)度的影響如圖3—5—11所示。由圖可知：
    1)停放時(shí)間很短(1 h以內(nèi))，由于在停放時(shí)間內(nèi)自然時(shí)效產(chǎn)生的小尺寸GP區(qū)，在人工時(shí)效溫度下不穩(wěn)定而重新溶于固溶體，形核率降低，人工時(shí)效后的型材組織內(nèi)存在粗大過渡相，因而使型材抗拉強(qiáng)度不高。
    2)當(dāng)停放時(shí)間在2～3 h之內(nèi)，可獲得最佳的時(shí)效效果。因?yàn)榇藭r(shí)獲得了尺寸適當(dāng)?shù)腉P區(qū)，它在人工時(shí)效開始時(shí)穩(wěn)定，形核率高。人工時(shí)效時(shí)，Mg和Si的原子繼續(xù)向硅偏聚團(tuán)上遷移,大量的穩(wěn)定晶核繼續(xù)成長(zhǎng),形成彌散的Mg2Si強(qiáng)化相,同時(shí)CuAl2相也參加時(shí)效,型材性能達(dá)到峰值。
    3)如果停放時(shí)間過長(zhǎng)，合金內(nèi)產(chǎn)生大量的大尺寸偏聚團(tuán)，使固溶體內(nèi)溶質(zhì)原子濃度降低，人工時(shí)效過程中，大于臨界尺寸的GP區(qū)重新溶于固溶體而大量共格析出產(chǎn)物粗大，形成了較大的Mg2Si相粒子，使型材性能降低。

圖3—5—11停放時(shí)間對(duì)型材抗拉強(qiáng)度影響圖  24 h引起抗拉強(qiáng)度的變化 

圖3—5—10 A1-Mg-Si合金淬火后存放

六、分級(jí)時(shí)效與形變時(shí)效

1．分級(jí)時(shí)效
    近年來隨著工業(yè)鋁材的應(yīng)用Et益廣泛，20世紀(jì)70年代研究開發(fā)的一種新的時(shí)效方法，分級(jí)時(shí)效已越來越多被采用。分級(jí)時(shí)效又稱階段時(shí)效。它是把淬火后的制品放在不同溫度下進(jìn)行兩次以上加熱保溫的一種時(shí)效方法。在分級(jí)時(shí)效時(shí)，一般都是第一階段采用較低的溫度，促使過飽和固溶體內(nèi)形成大量彌散的GP區(qū)作為向中間相過渡的核心，隨著GP區(qū)密度的增加，也等于加大了中間相的彌散度。第二階段采用較高的溫度時(shí)效，促使在較低溫度下形成的GP區(qū)繼續(xù)長(zhǎng)大，得到密度較大的中間相，引起制品充分強(qiáng)化。
    分級(jí)時(shí)效與單級(jí)時(shí)效相比，可以縮短時(shí)效時(shí)間，并且可以改善超硬鋁合金Al—Zn—Mg和Al—Zn—Mg—Cu系合金的顯微結(jié)構(gòu)，可以保持力學(xué)性能不變的情況下，顯著提高合金的耐應(yīng)力腐蝕能力、疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度。
    分級(jí)時(shí)效工藝一般都是第一階段溫度較低，要保證形成GP區(qū)在短時(shí)間內(nèi)完成。第二階段的時(shí)效溫度較高，促使GP區(qū)向中間相轉(zhuǎn)變，以獲得較高的強(qiáng)度和其他良好的性能。幾種超硬鋁合金的分級(jí)時(shí)效工藝見表3—5—8。

表3—5—8幾種鋁合金的分級(jí)時(shí)效工藝

3．形變時(shí)效
    形變時(shí)效是把時(shí)效硬化和加工硬化結(jié)合起來的一種新的熱處理方法。也稱低溫形變熱處理。通常的處理方式有：
    1)淬火——冷變形——人工時(shí)效
    2)淬火——自然時(shí)效——冷變形——人工時(shí)效
    3)淬火——人工時(shí)效(短時(shí))——冷變形——人工時(shí)效
    形變時(shí)效由于把時(shí)效硬化與加工硬化結(jié)合起來，增加了合金中的位錯(cuò)與空位，在固溶體中形成了穩(wěn)定的亞結(jié)構(gòu)，因而提高了鋁合金的強(qiáng)度和耐蝕性。
    對(duì)于不同的合金可以試用不同的低溫形變熱處理工藝組合。低溫形變使合金中形成較多的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，使脫溶相形核更廣泛和均勻，利于合金強(qiáng)度提高。合金淬火后，經(jīng)過冷變形再加熱到時(shí)效溫度后，脫溶與回復(fù)過程同時(shí)發(fā)生，脫溶過程因冷變形而加速，脫溶相質(zhì)點(diǎn)更加彌散。冷變形使合金產(chǎn)生大量的位錯(cuò)塞積與纏結(jié)，有利于溶質(zhì)原子的聚集和強(qiáng)化相的形核和析出，使得時(shí)效過程加速。
    形變時(shí)效由于淬火和人工時(shí)效之間要進(jìn)行一次冷變形，對(duì)于鋁型材來說是不太適用的，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%的冷變形，再人工時(shí)效，可以提高抗拉強(qiáng)度，在150℃的溫度下抗拉強(qiáng)度可提高13%～l8%。