CN1507501A - 通过二次析出对于可时效硬化的铝合金进行热处理 - Google Patents

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Abstract

一种可时效硬化铝合金的时效热处理的方法，该铝合金在固溶体内具有合金成分，其中该方法包括在适于合金进行时效的时效高温下将合金保持一段时间以便促使至少一溶质成分析出，这里称为“一次析出”，该时间短于T6回火的时间，由此形成不完全时效的合金；将不完全时效的合金从阶段(a)的时效温度以足够快的速度冷却到更低的温度以便基本上抑制一次析出；在低于阶段(a)的时效温度的时效温度下暴露由阶段(b)产生的冷却合金，以便随着时间溶质成分析出，形成足够的机械性能，该溶质成分析出这里称为“二次析出”。

Description

通过二次析出对于可时效硬化的铝合金进行热处理
技术领域
本发明涉及铝合金的热处理，该铝合金可以通过公知的时效(或析出)硬化来强化。
背景技术
通过时效硬化强化的热处理可应用在合金上，其中至少一种合金成分的固溶性随温度下降而减小。相关的铝合金包括某些系列的可锻合金，主要是国际合金标示系统(IADS)的2000(Al-Cu，Al-Cu-Mg)，6000(Al-Mg-Si)和7000(Al-Zn-Mg)系列。另外，许多可铸合金是可时效硬化的。本发明适用于所有这种铝合金，包括可锻和可铸合金以及金属基复合材料、粉末冶金产品和由例如快速固化的非传统方法制造的产品。
时效处理材料的热处理涉及以下三个阶段：
1.在相对高温下的固溶处理以便产生单相固溶体，从而溶解各种合金成分；
2.例如在冷水中快速冷却或淬火，以便在过饱和的固溶体中保持溶质成分；以及
3.在一个中间温度下，有时在第二中间温度下保持一段时间，对于合金进行时效以便实现硬化或强化。
作为平衡反应的一部分，由于保持在过饱和固溶体内的溶质形成析出物，这种时效导致强化，该析出物细微地分布在晶粒中并增加材料抵抗滑动过程造成变形的能力。当时效处理造成一个或多个这样的细小析出物临界分布形成时出现最大的硬化或强化。
对于不同的合金，时效条件不同。只涉及一个阶段的两个常用处理是在室温下保持很长时间(T4回火)，或者更常用的是，与硬化过程中最大程度相对应，在高温下保持短时间(例如在150℃下保持8小时)(T6回火)。有些合金在高温下进行T6回火之前，在室温下保持预定时间(例如24小时)。
在其他合金系统中，固溶处理的材料在高温时效之前通过给定百分比变形。这公知为T8回火，并改善析出物在晶粒之间的分布。根据7000系列合金的合金在其时效处理中可具有两个或多个阶段。这些合金可在高温(例如T73回火)时效之前在低温下进行时效。作为选择，两个这种阶段可进行另外的处理，其中材料在更低温度下进行进一步时效(有时公知为消退和再时效和RRA)。
对于合金8090，在最近提出的建议中，材料在高温下进行给定时间的时效，随后在温度逐渐减少的阶段中进行短时间时效。这提供一种改善使用期间断裂现象的措施。
在我们未审批的国际专利申请PCT/AU00/01601中，披露一种新型三阶段时效硬化处理方法。其中描述的是首先在正常高温时效温度下进行相对短时间的时效，随后在环境温度下或略微高于环境温度下中断给定时间，随后最终在或接近第一典型时效温度下进行时效。因此这种回火表示为T6I6，在保持步骤(I)之前和之后进行高温时效。该方法对于所有时效硬化铝合金来说均可适用，并根据二次析出工艺在保持阶段(I)期间激发低温硬化，接着采用这些二次析出物提高高温下时效硬化的最终结果。
某些形式的二次析出对于多种性能具有消极影响，如含锂铝合金2090和镁合金WE54所示。在这种情况下，当这些合金在T6条件下进行时效，并接着在例如大约90℃到130℃的范围内的低温下暴露长时间，由此形成的细微分布的二次析出物不可接受地降低延展性和刚性。
本发明针对提供一种时效处理方法，其使得许多时效硬化铝合金的所获得的机械性能综合提高。
本发明提供一种时效硬化铝合金的时效热处理的方法，该铝合金固溶体内具有合金成分，其中该方法包括如下阶段：
(a)在适于合金进行时效的时效高温下将合金保持一段时间以便促使至少一溶质成分析出，这里称为“一次析出”，该时间短于T6回火的时间，由此形成不完全时效的合金；
(b)将不完全时效的合金从阶段(a)的时效温度以足够快的速度冷却到更低的温度以便基本上抑制一次析出；以及
(c)在低于第一阶段(a)的时效温度的时效温度下暴露由阶段(b)产生的冷却合金，以便溶质成分随着时间析出(这里称为“二次析出”)，以便形成足够的机械性能。
按照所述PCT/AU00/01601提出的惯例，由本发明方法提供的回火表示为T6I4。其表示材料进行短时间人工时效，并例如通过在适当的介质中淬火来快速冷却，并接着在足以使得二次时效出现的温度和时间下保持(中断)。
我们已经发现大部分时效硬化铝合金对于本发明的这种热处理反应良好。在显示出良好反应的合金中，可以获得与典型T6回火产生的性能大致等同并且有时大于其性能的拉伸性能和硬度。本发明的方法还可使得例如破碎强度和疲劳强度的其他机械性能同时改善。
通过本发明的方法获得的机械性能综合改善是通过受控的二次析出实现的。与等同的T6处理比较时，可以在人工时效温度下缩短的时间内实现提高的性能。可以实现典型T6合金材料的正常统计变量范围内或更大的拉伸性能，但经常是显著改善破碎强度。该方法在时间上的优点与合金必须人工加热的人工时效循环的更短持续时间相关联。于是强化可以在环境温度或接近环境温度下更缓慢地继续长达不定的周期。尽管合金接着可在储存、运输或使用时继续强化，人工时效最初加热期间出现的强化通常已经满足了工程上使用的最低标准。
按照本发明的时效处理通常施加在已经首先进行固溶热处理(例如在500℃)以便溶解溶质成分的合金上，并且通过淬火到接近室温来将其保持在过饱和固溶体中。这些操作可以先于时效处理的阶段(a)进行或已经施加在得到的合金上。即，用于阶段(a)的合金已经具有固溶体的合金成分。作为选择，本发明的方法在阶段(a)之前还包括如下阶段：
(i)加热合金到固溶处理温度长达使得合金的溶质成分进入固溶体的时间，以及
(ii)将合金在固溶处理温度下淬火，由此将合金成分保持在固溶体中。
从固溶处理温度直接淬火到阶段(a)的时效温度，从而可以避免从环境温度加热，或者淬火可进行到例如环境温度的更低温度。但是，溶质成分保持在过饱和固溶体内的合金可通过某些铸造操作形成，并且本发明的方法还可适用于已经得到的这种合金中。本发明还适用于如下的合金，其中的溶质成分通过在固溶体温度下模压淬火或在固溶处理温度下的挤压成形期间冷却合金来保持在固溶体中，不管这实现在已经得到的合金中，还是在阶段(a)之前实现在本发明的方法中。
阶段(a)时效处理的温度和时间通常选择成实现不完全时效，只要不多于通过传统T6回火得到的最大硬度和强度的85％，最好是40～75％。根据所涉及的合金，这关系到在阶段(a)的温度下保持时间的范围从几分钟到几个小时。在这种情况下，所述材料是不完全时效的。在阶段(a)的时效温度下时间长度可以从几分钟到大约8小时。但是，如果少于完全强化的时间，它可以超过8小时。
阶段(a)处理之后，在阶段(b)中可以冷却到从大约65℃到大约-10℃范围内的温度。两个实际的选择是，可以大致冷却到环境温度，或大致冷却到阶段(c)的时效温度。冷却最好通过在例如水或例如气体或采用聚合物的淬火剂的其他适当流体中或在流化床中进行。阶段(b)冷却的目的主要在于抑制阶段(a)出现的一次析出。
对于阶段(c)，适合的时间和温度是相关联的。出于本发明的目的，阶段(c)最好建立如下条件，即时效铝合金可实现类似于或大于T6条件下所实现强度的强度。根据合金，阶段(c)的温度通常位于20～90℃的范围内，但不局限于此。对于阶段(c)，需要适当的温度和保持时间以便实现所述的二次析出。因此，阶段(c)的温度越低，实现所需综合机械性能的时间越长。由于有例外，这不是通用的规则。
阶段(c)可以在阶段(c)时效温度下进行一段时间，在该时间内实现所需程度的二次析出。阶段(c)可以在其时效温度下进行一段时间，在该时间内实现所需程度的合金强化，该程度超过直接通过阶段(b)获得的程度。该时间足以实现所需程度的拉伸性能。拉伸性能的程度可以等于、但最好大于完全T6回火获得的程度。该时间足以实现所需程度的拉伸性能和破碎强度的组合。破碎强度可至少等于完全T6回火获得的强度。
本发明的方法不仅适用于标准、单个阶段T6回火，也适用于其他回火。这些包括任何与高温保持溶质以便有助于时效硬化相关的回火。某些实例包括(但不局限于)T5回火、T8回火和T9回火。在这种情况下，本发明的应用表示为以足够快的速度从时效温度开始淬火，该时效温度特别用来提供不完全时效的材料(所述阶段(a))；在降低的温度下保持之前(阶段(c))。在所述传统方式之后，也就是T5、T8或T9处理的不完全时效之后在降低的温度下保持很长时间，这些将称为T5I4、T8I4和T9I4回火。
在本发明方法的至少一个阶段中，合金可以经受机械变形。该变形可在阶段(a)之前进行。因此，作为本发明方法的一部分，合金在阶段(a)之前经过固溶处理和所述的淬火阶段(i)和(ii)，合金可在阶段(i)和(a)之间，例如在阶段(ii)期间，通过模压淬火或在合金挤压成形期间进行机械变形。但是合金可在阶段(b)和(c)之间或在阶段(c)期间进行机械变形。在每种情况下，变形造成的作用是通过该方法的阶段(a)～(c)进一步提高所得到的合金的性能。
阶段(a)的温度和时间长度与所述的阶段(c)相关联。在每种情况下，对于给定程度的阶段(a)的一次析出和阶段(c)的二次析出，时间长度随温度降低而增加。但是，每个阶段(a)和(c)的条件相互关联，其中阶段(a)中实现的不完全时效的程度确定阶段(c)的二次析出的范围。
阶段(a)适当的不完全时效的范围随着给定合金所属系列变化，并且至少部分在化学上是相关的。同样，对于每一系列的合金可以形成适当程度的不完全时效，每个系列内不可避免地存在着例外。但是，通常2000系列合金的不完全时效提供完全T6回火获得的最大拉伸强度和硬度50～85％是适合的，至少在合金不进行例如冷加工的机械变形的情况是这样。当2000系列的合金进行这种变形时，根据加工所涉及的程度，可以适当进行不完全时效以达到较低水平的强化。相反，7000系列的合金通常在阶段(a)进行短时间长度，例如几分钟，从而获得适当的不完全时效，以便提供完全T6回火所得到的最大拉伸强度和硬度的30～40％。
本发明的方法使得例如铸造合金357以及6013、6056、6061、2001、2214、Al-Cu-Mg-Ag合金、7050和7075的许多合金实现等同于或大于T6回火所得到的拉伸性能或硬度的水平。这通过显著降低人工时效实现，并且在6000系列合金、Al-Cu-Mg-Ag合金、某些7000系列合金和某些铸造合金的情况下，可同时改善合金的破碎强度。因此，在这种情况下，合金显示出改善的破碎强度以及等同水平的拉伸性能，但在人工时效温度下显著减小了时间。这可以说明：除了提供机械性能的优点之外，本发明的方法所实现的改进还包括处理成本降低。在此文中，通过本发明使得人工时效时间减少是相关的，这是由于它在降低成本和更快处理时间的情况下提供更高的强度。例如，在合金7050中，典型的T6性能在24～48小时人工时效时间之后实现。对于合金7060，通过本发明的方法，在淬火阶段(b)之前，阶段(a)在高温下所需时间可以缩短到5～10分钟，并接着在接近室温下进行阶段(c)。另外，在6000系列合金中，本发明人工时效所需时间可以例如降低到如下水平，使其可适用于汽车主体板材的烤漆操作中，还意味着可以避免当前实际操作中所需的多个处理阶段。
附图说明
为了使得本发明更加容易地理解，现在针对附图进行描述，其中：
图1是表示本发明方法应用的示意性时间-温度表；
图2是表示试验合金Al-4Cu进行不同初始时间时效的二次析出并表示本发明方法的示意性时间-温度表；
图3是一系列核磁共振(NMR)扫描A～D，其表示Al-4Cu在65℃下随保持时间变化的二次析出；
图4表示Al-4Cu合金经过图3所述的热处理之后其硬度和GP1区域中Cu的分子百分比与时间的关系图；
图5是时间与硬度的关系图，其表示与T6回火相比较，使用本发明的方法的合金7050的二次析出；
图6表示时间与硬度的关系图，其表示与T6回火相比较，合金2001采用本发明的方法的结果；
图7表示对于合金2001时间与硬度的关系图，其表示与T8回火相比较，用于每个T8I4和T9I4回火的方法的结果；
图8表示本发明对于合金6013(与合金6111和6056性能类似)处理结果的时间与硬度的关系图；
图9是时间与硬度的关系图，其表示合金7075和合金7075+Ag在使用本发明的方法之后在25℃下的二次析出的结果；
图10是时间与硬度的关系图，其表示合金7075和合金7075+Ag在使用本发明的方法之后在65℃下的二次析出的结果；
图11表示铸造合金357进行不同初始时间的时效的时效曲线；
图12表示合金Al-4Cu在阶段(b)的冷却速度对于随后二次析出结果的影响，并表示使用乙烯乙二醇淬火剂冷却到-10℃或在65℃热水中淬火的作用比较；
图13对应于图12，但合金是6013；
图14对应于图12，但合金是7075；以及
图15对应于图12，但合金是8090。
具体实施方式
本发明可以建立如下条件，即如果能够时效硬化的铝合金首先在阶段(a)的高温下进行短时间不完全时效，并接着在阶段(b)中例如淬火到室温来冷却，该铝合金在阶段(c)的低温下进行另外的硬化和/或强化。此作用表示在图1中，该图表示本发明T6I4时效处理的总体原理并示意表示在用于可时效硬化铝合金T6I4处理的本发明方法的条件下如何采用二次析出。
如图1所示，T6I4时效材料采用连续的阶段(a)～(c)。但是如图所示，阶段(a)之前是预先固溶处理，该处理在图1中表示为ST，其中合金在相对高的初始温度下保持足够时间以有助于合金成分溶解。预先处理可以已经在得到的合金中完成，其中合金通常已经淬火到环境温度，如所示，或者低于环境温度。但是，作为选择，预先处理可以是本发明方法的辅助手段。另外，在处理ST之后可以淬火到环境温度或更低，或者可以到本发明方法阶段(a)的温度下，由此不需要将合金重新加热到后一温度。
在阶段(a)中，合金在适合用于该合金的T6回火的温度下或接近该温度的温度下进行时效。阶段(a)的温度和持续时间足以实现所需程度的所述不完全强化。从阶段(a)的温度，合金在阶段(b)中淬火以便抑制阶段(a)进行时效的一次析出，其中阶段(b)淬火直到环境温度或接近环境温度的温度。在淬火阶段(b)之后，合金在阶段(c)中保持在低于、通常显著低于阶段(a)温度的温度下，其中阶段(c)的温度和持续时间足以实现二次析出。
与图1所示时效方法的示意表示以及如何施加在所有时效硬化铝合金上相关的是，根据该合金，在阶段(a)温度下的时间从几分钟到几小时。
图2表示用于试验可锻合金Al-4Cu硬化的方法。更多地参考图2，该附图是硬度随时间变化的曲线，并表示合金Al-4Cu进行不同初始时间的不完全时效的二次析出。合金在540℃下进行固溶处理并接着淬火以便在固溶体内保持溶质成分。阶段(a)的一次析出接着在150℃下进行，其过程由实线表示。通过虚线表示阶段(a)的不同时间之后在65℃下进行保持所实现各自阶段(c)的二次析出的过程，并且各自阶段(c)时效时间分别是1、1.5、2.5、3、4.5、8和24小时。合金Al-4Cu在150℃下时效的完全T6硬度是132VHN。但是，如图2所示，在阶段(c)的更低的温度下合金进行显著的二次析出，使其硬度逐渐接近传统时效T6合金在所示时间表内获得的硬度。
图3表示一系列核磁共振(NMR)扫描图A～D，该扫描图表示合金Al-4Cu二次析出的结果。扫描图A表示对于如下材料进行NMR扫描，该材料在540℃下进行固溶处理、淬火、在150℃进行时效2.5小时、淬火并接着马上测试。在所示的说明图中表示两个不同的峰值，第一峰值(峰值P1)与保持在合金固溶体内的铜原子的密度相对应。第二峰值(峰值P2)与合金GP1区域(第一级Guinier-Preston区域)内存在的铜原子的密度相对应。GP1区域是成形并有助于强化的第一成核析出相。扫描图A～D的峰值已经校正成GP1区域峰值的密度，使得可以很快地观察到固溶体内铜的浓度变化。扫描图A因此表示如下的材料，其中150℃下的第一时效阶段在此温度下造成GP1区域的形成，并且大致消耗合金内铜总量的一半。NMR扫描图B～D接着表示经过不完全时效阶段(a)、淬火阶段(b)以及在65℃下保持240小时(B)、650小时(C)和1000小时(D)的阶段(c)后这些峰值的差别以便进行比较。这些峰值下各自区域的测量值表示保持在固溶体内的铜随着阶段(c)的保持时间减小，其中GP1区域内铜的比例随着阶段(c)的保持时间增加。通过表示作为时间函数的GP1区域内铜的原子百分比(1.32原子百分比的铜)，可以产生二次硬化曲线的总体形状。当与图4所示的硬度-时间曲线比较时，两种方法表示出高度的相关性。
因此图4表示经过图3所示热处理的Al-4Cu的硬度以及包括在GP1区域内的铜的原子百分比与时间的关系。
图5表示对于可锻合金7050(Al-Cu-Al-Cu-Mg)进行硬化的方法。更特别地参考图5，与130℃下T6时效曲线相比较，该图表示进行不同初始时间时效的合金7050的二次析出。合金在485℃下进行固溶处理。一次析出阶段(a)在130℃下进行，并且其过程通过实线表示。淬火阶段(b)之后，不同于阶段(a)时间的阶段(c)的各自二次析出过程用虚线(短线或点线)表示。合金7050在130℃下时效的完全T6硬度是209VHN。但是，如图5所示，在这种情况下，合金在例如65℃的阶段(c)更低温度下进行显著的二次析出，使其硬度逐渐等于T6回火的硬度。
图6表示用于可锻合金2001(Al-Cu-Mg)的本发明方法，并与177℃下产生的T6时效曲线相比较。阶段(a)的不完全时效一次析出通过在177℃下加热合金来获得。二次析出的阶段(c)在不同的初始时间内并在65℃下实现(虚线)。合金2001的峰值T6硬度大致是140VHN。对于图6所示的T6I4条件，材料最初进行2小时时效，通常硬化到140～143VHN，即等于或略微大于典型T6合金的硬度。不完全时效阶段(c)的其他初始时间对于阶段(c)二次硬化的影响较小，但逐渐以图6所示的方式趋同。
图7表示用于可锻合金2001(Al-Cu-Mg)的本发明方法的另一形式。在这种情况下，该应用针对包括冷加工阶段的回火。当固溶处理之后并在177℃下进行时效之前进行10％的冷加工时，实线和菱形标记是标准T8回火。带有方形标记的虚线表示T8I4时效，其中合金进行固溶处理、淬火、10％冷加工、177℃下进行40分钟的时效和淬火、接着在65℃下保持不同时间。带有闭合三角形标记的虚线用于T9I4时效，其中合金进行固溶处理、淬火、在177℃下进行2小时时效、淬火、10％冷加工、接着在65℃下保持不同时间。
图8表示用于可锻合金6013的本发明方法。在这种情况下，通过实线表示的阶段(a)的不完全时效一次析出通过在177℃下加热合金来获得。二次析出阶段(c)在不同的初始时间内并在65℃下实现(虚线)。合金6013的峰值T6硬度大致是144VHN。对于阶段(a)期间进行时效长达30到60分钟的合金6013，T6I4硬度达到时间表所示的142vHN的值。
合金6013具有与合金6111和6056类似的化学性能。尽管没有示出，每个合金6111和6056显示出与图8所示合金6013以及后面参考图13所示合金6013大致相同的时效性能，从而性能与合金6013等同。
图9表示按照本发明的方法(Al-Cu-Mg-Ag)合金7075(菱形)以及试验合金7075+Ag(方形)的T6I4时效曲线。在每种情况下，合金最初在130℃下进行0.5小时的时效阶段(a)、淬火并接着在25℃下存放以便进行长达并超过10000小时的长时间二次析出阶段(c)。合金7075相应的T6峰值硬度上大约195VHN，合金7075+Ag的硬度是209VHN。但是，图9表示出通过本发明的T6I4方法，硬度在这种长的时间内连续增长。在图8所示的时间间隔上，合金7075超过T6温度下的硬度，并且合金7075+Ag已经接近T6回火的硬度。图9重点表示阶段(c)的二次析出的作用，该作用延续到长达1年的时间。
合金7075和合金7075+Ag进行进一步与图9所示类似的热处理，但在65℃下而不是在25℃下进行长时间时效阶段(c)。这在图10中有所表示，并且硬化曲线中观察到的长时间平稳阶段可以表示成合金获得的最大硬化，其显著超过T6回火的硬度。
图9和10还重点表示微量添加例如Ag的微量元素可以显著影响二次析出的速度和效率。
图9和10还重点表示通过改变硬化阶段(c)的温度所产生的差别。从这些附图中，容易看出在等同的时间内，25℃下硬化阶段(c)形成的材料硬度与65℃下硬化阶段(c)形成材料硬度不相同。
如图10所示，在降低温度下形成的硬度在很长时间内达到最大，该最大值大于T6合金的硬度。因此可以设想，对于试验的给定条件和工艺进度，强度逐渐稳定并不进一步升高，并且与固溶体的溶质完全损耗相对应。
图11表示铸造合金357(澳大利亚标示合金601)在177℃下、在阶段(a)中进行不同初始时间T6I4回火的时效的时效曲线。淬火阶段(b)之后，合金在65℃下进行加热阶段(c)。在长时间内，曲线显示出与图5和6类似的趋势。合金357进行二次析出的时效，从而逐渐接近124VHN的T6硬度以及T6拉伸性能。表1给出合金357的不同时效处理后的拉伸性能。
表1.不同时效处理后的铸造合金357的相对拉伸性能
处理 屈服应力 UTS 失效延伸率
T6  287MPa  340MPa  7％
T6I6  327MPa  362MPa  3％
UA40  229MPa  296MPa  9％
UA60  250MPa  312MPa  8％
UA90  261MPa  316MPa  8％
T6I4-40  260MPa  339MPa  8％
T6I4-60  280MPa  347MPa  8％
T6I4-90  281MPa  342MPa  6％
在表1中，UA处理表示采用本发明的阶段(a)和(b)，而没有(c)，其中合金357在177℃下进行40、60和90分钟的简单加热，并接着淬火到环境温度。这些处理随后按照本发明进行三个处理，其中合金在177℃下进行40、60或90分钟的加热、淬火到环境温度并接着在65℃下保持一个月以便通过二次析出实现性能提高。T6I6是按照所述PCT/AU00/1601说明书的四阶段处理方法，其中该处理涉及到在177℃下进行20分钟的时效、在水中淬火、在65℃下保持给定时间并在150℃下再次时效。
表2表示铸造合金357在表1的三个热处理中第一个之后的拉伸和破碎强度值。
表2.与T6、T6I6H和T6I4材料进行比较的三个热处理(合金357)后的拉伸性能和破碎强度
处理 屈服应力 UTS 破碎强度
T6  287MPa  340MPa  25.5MPa√m
T6I6  327MPa  362MPa  26MPa√m
T6I4  280MPa  347MPa  35.9MPa√m
图12表示阶段(b)冷却速度对于合金Al-4Cu随后二次析出结果的作用。图12表示阶段(b)冷却到～-10℃的乙二醇基淬火剂中淬火或者在65℃的热水中淬火的作用。在图12中，合金首先在150℃下进行2.5小时的时效，随后在65℃下进行二次时效。从150℃在冷却的淬火剂中淬火的合金的二次时效结果以虚线和实心三角形表示。从150℃在65℃热水中淬火的合金的二次时效结果以实线和空心方形表示。容易注意到二次析出出现的速度对于最快速冷却的材料来说更高。
图13对应于图12，但合金是6013。在这种情况下，合金首先在177℃下进行20分钟的时效，随后淬火并在65℃下暴露。从177℃在冷却的乙二醇基淬火剂中淬火的合金的二次时效结果以虚线和实心三角形表示。从177℃在65℃热水中淬火的合金的二次时效结果以实线和空心方形表示。在该合金中，除了在65℃暴露时间最长之外，两种条件下二次时效结果没有多少差别。如上所述，合金6111和合金6056显示出与图13的合金6013性能大致相同的性能。
图14对应于图12，但合金是7075。在这种情况下，合金首先在130℃下进行30分钟的时效，随后淬火并在65℃下暴露。从130℃在冷却的乙二醇基淬火剂中淬火的合金的二次时效结果以虚线和实心三角形表示。从130℃在65℃热水中淬火的合金的二次时效结果以实线和空心方形表示。在该合金中，显著的差别在于热水中冷却之后初始硬度值略微高于在淬火剂中冷却到～-10℃的合金。另外，两种条件下二次时效的速度没有多少差别。
图15对应于图12，但合金是8090。在这种情况下，合金首先在185℃下进行7.5小时的时效，随后淬火并在65℃下暴露。从185℃在冷却的乙二醇基淬火剂中淬火的合金的二次时效结果以虚线和实心三角形表示。从185℃在65℃热水中淬火的合金的二次时效结果以实线和空心方形表示。在冷却的淬火剂中冷却到～-10℃的样品的初始硬度值高于从185℃在65℃热水中冷却的合金的初始硬度值。但是，因此其随后二次析出的速度略微低于更缓慢冷却的样品的速度。但是，在65℃下长时间之后，两条曲线汇合，并且更快速冷却的材料超过在65℃热水冷却的样品的硬度值，但只是在更长的持续时间之后。
表3表示在每个T6和T6I4热处理之后可锻合金7050、2214(2014的变型)、2001、6111、6061和试验的Al-5.6CU-0.45Mg-0.45Ag合金的拉伸性能的实例，以便作为不同合金在应用中的不同之处的例子。这里注意到对于合金7050，T6I4回火略微降低屈服应力，但对于UTS或失效应力来说没有多少变化。合金2214略微降低屈服应力，但UTS和失效应力略微增加。但是，在177℃下时效到T6条件所花费的时间是从7～16小时(在此例中是16小时)，而在177℃下时效到T6I4条件所花费的时间是40分钟，随后在降低的温度下停留长时间以便形成完全的特性。合金2001显示出与合金2214类似的性能，但在此条件下大大地增加UTS和失效应力。试验的Al-5.6CU-0.45Mg-0.45Ag合金的屈服应力没有多少变化，但UTS增加，失效应力减少。合金6011在两种条件下的拉伸性能没有多少变化，合金6013和6056也是如此。但是对于合金2214，合金6111在177℃下T6时效和形成所需性能的常规时间是16小时，而在177℃下T6I4时效阶段(a)所花费的常规时间是40分钟～1小时。合金6061显示出改善的屈服应力、UTS和失效应力，对于合金6111采用所述工艺方法。这些是本发明的方法如何影响进行T6I4回火处理的不同合金的拉伸性能的实例。
表3合金进行给定T6I4回火或T6回火的拉伸性能
合金 处理 屈服应力 UTS 失效应力％
7050  T6  546MPa  621MPa  14％
7050  T6I4  527MPa  626MPa  16％
2214  T6  386MPa  446MPa  14％
2214  T6I4  371MPa  453MPa  13％
2001  T6  265MPa  376MPa  14％
2001  T6I4  260MPa  420MPa  23％
Al-Cu-Mg-Ag  T6  442MPa  481MPa  12％
Al-Cu-Mg-Ag  T6I4  443MPa  503MPa  8％
6111  T6  339MPa  406MPa  13％
6111  T6I4  330MPa  411MPa  14％
6061  T6  267MPa  318MPa  13％
6061  T6I4  302MPa  341MPa  16％
表4表示这里列举的合金在S-L方向上确定的破碎强度的实例。对于列举的合金(除了8090之外)，它们相应的拉伸性能表示在表3中。合金7050表示其破碎强度比T6的情况有显著改善(38％)。列举的2001、2214和8090合金的破碎强度通过T6I4回火没有多少变化，但是对于Al-5.6CU-0.45Mg-0.45Ag合金，由于添加Ag，破碎强度增加20％。对于合金6061在T6I4回火的破碎强度比T6回火破碎强度增加17％。
表4合金进行给定T6I4回火或T6回火的在S-L方向上破碎强度
合金 处理 破碎强度(S-L)
 7050  T6  37.6MPa√m
 7050  T6I4  52MPa√m
 2214  T6  26.9MPa√m
  2214   T6I4   27.1MPa√m
  2001   T6   56.8MPa√m
  2001   T6I4   56.9MPa√m
  Al-Cu-Mg-Ag   T6   23.4MPa√m
  Al-Cu-Mg-Ag   T6I4   28.08MPa√m
  6111   T6   24.2MPa√m
  6111   T6I4   25.7MPa√m
  6061   T6   36.8MPa√m
  6061   T6I4   43.2MPa√m
注意所有试验在按照ASTM标准E1304-89试验的样品上S-L方向上进行，“Standard Test Method for Plane Strain(Chevron Notch)Fracture Toughness of Metallic Marterials”。
将理解到，不同附图所示的硬度曲线按照确定的工序进行。即它们以进行多次处理并接着淬火以便测试硬度的所选合金样品为根据。这适用于例如T6和T8的传统热处理的硬度曲线。还适用于按照本发明的阶段(a)和阶段(c)的处理。同样，尽管没有在每种情况中详细说明，在所有例子中隐含一种适当的处理方法，即在固溶处理之后进行淬火以便保持固溶体内的溶质。同时这里详细说明的可选择方法，所有合金进行适当固溶处理和淬火，随后进行传统热处理或本发明的热处理，其中为了方便起见，通常淬火到环境温度或低于环境温度的温度。同样，按照本发明合金经过阶段(a)接着进行阶段(c)处理，但隐含了中间淬火阶段(b)，除了明确指出，淬火阶段(b)是在环境温度或低于环境温度的温度下进行的。
最后，应该理解到不同的改型、变型和/或添加可引入前面所述的结构和配置中，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims (30)

1.一种可时效硬化铝合金的时效热处理的方法，该铝合金具有固溶体内的合金成分，其中该方法包括如下阶段：
(a)在适于合金进行时效的时效高温下将合金保持一段时间以便促使至少一溶质成分析出，这里称为“一次析出”，该时间短于T6回火的时间，由此形成不完全时效的合金；
(b)将不完全时效的合金从阶段(a)的时效温度以足够快的速度冷却到更低的温度以便基本上抑制一次析出；以及
(c)在低于阶段(a)的时效温度的时效温度下暴露由阶段(b)产生的冷却合金，以便随着时间溶质成分析出，形成足够的机械性能，该溶质成分析出这里称为“二次析出”。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，阶段(a)的温度和时间实现不完全时效，从而提供不大于通过传统T6回火得到的最大硬度和强度的85％。
3.如权利要求1所述的方法，其特征在于，阶段(a)的温度和时间实现不完全时效，从而提供不大于通过传统T6回火得到的最大硬度和强度的40～75％。
4.如权利要求1～3任一项所述的方法，其特征在于，不完全时效合金在阶段(b)中冷却的更低温度是大致环境温度。
5.如权利要求1～3任一项所述的方法，其特征在于，不完全时效合金在阶段(b)中冷却的更低温度是从大约65℃到大约-10℃。
6.如权利要求1～4任一项所述的方法，其特征在于，不完全时效合金在阶段(b)中冷却的更低温度大致是阶段(c)所需的时效温度。
7.如权利要求1～6任一项所述的方法，其特征在于，不完全时效合金在阶段(b)中冷却的更低温度通过在适当淬火介质中淬火来实现。
8.如权利要求7所述的方法，其特征在于，该淬火介质是流体或流化床。
9.如权利要求7所述的方法，其特征在于，该淬火介质是水或聚合物基的淬火剂。
10.如权利要求1～9任一项所述的方法，其特征在于，阶段(c)的时效温度在大约20℃到大约90℃的范围内。
11.如权利要求1～10任一项所述的方法，其特征在于，阶段(c)的时效温度是环境温度。
12.如权利要求1～11任一项所述的方法，其特征在于，经过阶段(a)的合金在固溶体中具有合金成分。
13.如权利要求1～11任一项所述的方法，其特征在于，该方法在阶段(a)之前还包括如下步骤：
(i)加热合金到固溶处理温度长达使得合金的溶质成分进入固溶体的时间，以及
(ii)将合金从固溶处理温度淬火，由此将合金成分保持在固溶体中。
14.如权利要求13所述的方法，其特征在于，淬火步骤(ii)将合金从固溶处理温度冷却到低于阶段(a)的时效温度的温度。
15.如权利要求13所述的方法，其特征在于，淬火步骤(ii)将合金从固溶处理温度大致冷却到阶段(a)的时效温度。
16.如权利要求12所述的方法，其特征在于，合金在阶段(a)之前进行机械变形。
17.如权利要求13～15任一项所述的方法，其特征在于，合金在步骤(i)和阶段(a)之间进行机械变形。
18.如权利要求17所述的方法，其特征在于，通过模压淬火进行冷却或合金挤压成形，使得该机械变形出现在步骤(ii)期间。
19.如权利要求17所述的方法，其特征在于，该合金在步骤(ii)和阶段(a)之间进行机械变形。
20.如权利要求1～15任一项所述的方法，其特征在于，该合金在阶段(b)和阶段(c)之间进行机械变形。
21.如权利要求1～15任一项所述的方法，其特征在于，该合金在阶段(c)期间进行机械变形。
22.如权利要求1～21任一项所述的方法，其特征在于，阶段(a)时效温度下进行的时间长度是几分钟到8小时。
23.如权利要求1～21任一项所述的方法，其特征在于，阶段(a)时效温度下进行的时间长度超过8小时，但小于达到完全强化所需的时间。
24.如权利要求1～23任一项所述的方法，其特征在于，阶段(c)进行一段时间，其中在阶段(c)的时效温度下实现所需程度的二次析出。
25.如权利要求1～23任一项所述的方法，其特征在于，阶段(c)进行一段时间，其中在阶段(c)的时效温度下实现所需程度的合金强化，该强化程度超过阶段(b)之后直接获得的程度。
26.如权利要求24或25所述的方法，其特征在于，阶段(c)的时间长度足以实现所需程度的拉伸性能。
27.如权利要求24或25所述的方法，其特征在于，阶段(c)的时间长度足以实现所需程度的拉伸性能和破碎强度。
28.如权利要求27所述的方法，其特征在于，破碎强度大小至少等于完全T6回火获得的强度。
29.如权利要求26～28任一项所述的方法，其特征在于，拉伸性能大小至少比得上完全T6回火获得的性能。
30.一种通过权利要求1～29所述方法制造的时效硬化铝合金。
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