铝合金材料的研发主要是围绕提高材料的强度、塑性、韧性、耐蚀性以及疲劳性能等综合性能来开展的，而合金的性能又是由其组织决定的，热处理是铝合金性能优化的关键手段，通过控制温度、时间和冷却速度等工艺参数，可以显著改变合金的内部微观结构，从而增强其强度、硬度和耐腐蚀性等性能。热处理不仅影响合金的晶粒大小和析出相的分布，还能促使强化相的形成和转变，为不同使用环境和力学要求提供精准的性能调控。基于此，针对铝合金的强化方法，如固溶强化、时效强化和细晶强化等，成为提升合金性能的核心手段。

铝合金在常温和中等应力作用下产生塑性变形，主要由位错滑移所致，而高温和低应力作用下产生塑性变形则由位错蠕动和扩散流变产生。总的来说，不管工作温度高低，合金抵抗变形能力主要由位错运动难易所决定。因而，把增加铝合金对位错运动的抗力称为铝合金强化。

铝合金的强化及其分类方法很多，一般将其分为加工硬化和合金化强化两大类。铝合金强化方法可细分为加工硬化、固溶强化、异相强化、弥散强化、沉淀强化、晶界强化和复合强化七类。在实际应用过程中往往是几种强化方法同时起作用。

通过塑性变形（轧制、挤压、锻造、拉伸等）使合金获得高强度的方法，称为加工硬化。塑性变形时增加位错密度是合金加工硬化的本质。据统计，金属强烈变形后，位错密度可由106根/cm²增至1012根/cm²以上。因为合金中位错密度越大，继续变形时位错在滑移过程中相互交割的机会越多，相互间的阻力也越大，因而变形抗力也越大，合金即被强化。

金属材料加工强化的原因是：金属变形时产生了位错不均匀分布，先是较纷乱地成群纠缠，形成位错缠结，随变形量增大和变形温度升高，由散乱分布位错缠结转变为胞状亚结构组织，这时变形晶粒由许多称为“胞”的小单元组成;高密度位错缠结集中在胞周围形成包壁，胞内则位错密度甚低。这些胞状结构阻碍位错运动，使不能运动的位错数量剧增，以至需要更大的力才能使位错克服障碍而运动。变形越大，亚结构组织越细小，抵抗继续变形的能力越大，加工硬化效果越明显，强度越高。由于产生亚结构，故也称亚结构强化。

加工强化的程度因变形率、变形温度及合金本身的性质不同而异。同一种合金材料在同一温度下冷变形时，变形率越大则强度越高，但塑性随变形率的增加而降低。合金变形条件不同，位错分布亦有所不同。当变形温度较低(如冷轧)时，位错活动性较差，变形后位错大多呈紊乱无规则分布，形成位错缠结，这时合金强化效果好，但塑性也强烈降低。当变形温度较高时，位错活动性较大，并进行交滑移，位错可局部集聚、纠结、形成位错团，出现亚结构及其强化，届时强化效果不及冷变形，但塑性损失较少。

加工硬化或亚结构强化在常温时是十分有效的强化方法，适用于工业纯铝、固溶体型合金和热处理不可强化的多相铝合金，但在高温时通常因回复和再结晶而对强度的贡献显著变小。

某些铝合金冷变形时能形成较好的织构而在一定方向上强化，称为织构强化。

合金元素固溶到基体金属（溶剂）中形成固溶体时，合金的强度、硬度一般都会得到提高，称为固溶强化。所有可溶性合金化组元甚至杂质都能产生固溶强化。特别可贵的是，对合金进行固溶强化时，在强度、硬度得到提高的同时，塑性还能保持在良好的水平上，但仅用这一种方法不能获得特别高的强度。

合金元素溶入基体金属后，使基体金属的位错密度增大，同时晶格发生畸变。畸变所产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，使合金元素的原子聚集到位错线附近，形成所谓“气团”，位错要运动就必须克服气团的钉扎作用，带着气团一起移动，或者从气团中挣脱出来，因而需要更大的切应力。另外，合金元素的原子还会改变固溶体的弹性系数、扩散系数、内聚力和原子的排列缺陷，使位错线变弯，位错运动阻力增大，包括位错与溶质原子间的长程交互作用和短程交互作用，从而使材料得到强化。

固溶强化作用大小取决于溶质原子浓度、原子相对尺寸、固溶体类型、电子因素和弹性模量。一般来说，溶质原子浓度越高，强化效果越大；原子尺寸差别越大，对置换固溶体的强化效果亦可能越大；溶质原子与铝原子的价电子数相差越大，固溶强化作用亦越大；弹性模量大小的差异度越大，往往强化效果越好。

在采用固溶强化的合金化时，要挑选那些强化效果高的元素作为合金元素。但更重要的是要选那些在基体金属中固溶度大的元素作为合金元素，因为固溶体的强化效果随固溶元素含量的增大而增加。只有那些在基体金属中固溶度大的元素才能大量加入。例如，铜、镁是铝合金的主要合金元素；铝、锌是镁合金的主要合金元素，都是因为这些元素在基体金属中的固溶度较大的缘故。

进行固溶强化时，往往采用多元少量的复杂合金化原则（即多种合金元素同时加入，但每种元素加入量少），使固溶体的成分复杂化，这样可以使固溶体的强化效果更高，并能保持到较高的温度。

图3 原子尺寸对强化的影响

图4 固溶体中镁对退火铝-镁合金拉伸性能的影响

过量的合金元素加入到基体金属中去，一部分溶入固溶体，超过极限溶解度的部分不能溶入，形成过剩的第二相，简称过剩相。过剩相对合金一般都有强化作用，其强化效果与过剩相本身的性能有关，过剩相的强度、硬度越高，强化效果越大。但硬脆的过剩相含量超过一定限度后，合金变脆，力学性能反而降低。此外，强化效果还与过剩相的形态、大小、数量和分布有关。第二相呈等轴状、细小和均匀分布时，强化效果最好。第二相很大、沿晶界分布或呈针状，特别是呈粗大针状时，合金变脆，合金塑性损失大，而且强度也不高，常温下不宜大量采用过剩强化，但高温下的使用效果可以很好。另外，强化效果还与基体相与过剩相之间的界面有关。

过剩相强化与沉淀强化有相似之处，只不过沉淀强化时，强化相极为细小，弥散度大，在光学显微镜下观察不到;而在利用过剩相强化合金时，强化相粗大，用光学显微镜的低倍即能清楚看到。过剩和强化在铝合金中应用广泛，几乎所有在退火状态使用的两相合金都应用了过剩相强化。或者更准确地说，是固溶强化与过剩相强化的联合应用。过剩相强化有时亦称复相强化或异相强化。

非共格硬颗粒弥散物对铝合金的强化称弥散强化。为取得好的强化效果，要求弥散物在铝基体中有低的溶解度和扩散速率、高硬度（不可变形）和小的颗粒（0.1μm左右）。这种弥散物可用粉末冶金法制取或由高温析出获得，产生粉末冶金强化和高温析出强化。

由弥散质点引起的强化包括两个方面:弥散质点阻碍位错运动的直接作用，弥散质点为不可变形质点，位错运动受阻后，必须绕越通过质点，产生强化，弥散物越密集，强化效果就越好;弥散质点影响最终热处理时半成品的再结晶过程，部分或完全抑制再结晶（对弥散粒子的大小和其间距有一定要求），使强度提高。弥散强化对常温或高温下均适用，特别是粉末冶金法生产的烧结铝合金，工作温度可达350℃。弥散强化型合金的应变不太均匀，在强度提高的同时，塑性损失要比固溶强化或沉淀强化的大。熔铸冶金铝合金中采用高温处理，获得弥散质点使合金强化，越来越得到人们关注。在铝合金中添加非常低的溶解度和扩散速率的过渡族金属和稀土金属元素，如含Mn、Cr、Zr、Sc、Ti、V等，铸造时快速冷却，使这些元素保留在α(Al)固溶体中，随后高温加热析出非常稳定的0.5μm以下非共格第二相弥散粒子，即第二类质点。其显微硬度可大于5000MPa，使合金获得弥散强化效果。

这些质点一旦析出，很难继续溶解或聚集，故有较大的弥散强化效果。以Al-Mg-Si系合金为例，加入不同量的过渡元素可使抗拉强度增加6%~29%，屈服强度提高最多，达52%。此外，弥散质点阻止再结晶即提高再结晶温度，使冷作硬化效果最大限度保留，尤以Zr和Sc提高Al的再结晶温度最显著。

从过饱和固溶体中析出稳定的第二相，形成溶质原子富集亚稳区的过渡相的过程，称为沉淀。凡有固溶度变化的合金从单相区进入两相区时都会发生沉淀。铝合金固溶处理时获得过饱和固溶体，再在一定温度下加热，发生沉淀生成共格的亚稳相质点，这一过程称为时效。由沉淀或时效引起的强化称沉淀强化或时效强化。第二相的沉淀过程也称析出，其强化称析出强化。铝合金时效析出的质点一般为G.P区，共格或半共格过渡相，尺寸为0.001~0.1μm，属第三类质点。这些软质点有三种强化作用即应变强化、弥散强化和化学强化。时效强化的质点在基体中均匀分布，使变形趋于均匀，因而时效强化引起塑性损失都比加工硬化、弥散强化和异相强化的要小。通过沉淀强化，合金的强度可以提高百分之几十至几百倍。因此，沉淀强化是Ag、Mg、Al、Cu等有色金属材料常用的有效强化手段。

沉淀强化的效果取决于合金的成分、淬火后固溶体的过饱和度、强化相的特性、分布及弥散度以及热处理制度等因素。强化效果最好的合金位于极限溶解度成分，在此成分下可获得最大的沉淀相体积分数。

铝合金晶粒细化，晶界增多，由于晶界运动的阻力大于晶内且相邻晶粒不同取向使晶粒内滑移相互干涉而受阻，变形抗力增加，即合金强化。晶粒细化可以提高材料在室温下的强度、塑性和韧性，是金属材料最常用的强韧化方法之一。晶界上原子排列错误，杂志腹肌

晶界上原子排列错乱，杂质富集，并有大量的位错、孔洞等缺陷，而且晶界两侧的晶粒位向不同，所有这些都阻碍位错从一个晶粒向另一个晶粒的运动。晶粒越细，单位体积内的晶界面积就越大，对位错运动的阻力也越大，因而合金的强度越高。晶界自身强度取决于合金元素在晶界处的存在形式和分布形态，化合物的优于单质原子吸附的，化合物为不连续、细小弥散点状时，晶界强化效果最好。晶界强化对合金的塑性损失较少，常温下强化效果好，但高温下不宜采用晶界强化，因高温下晶界滑移为重要形变方式，使合金趋向沿晶界断裂。

铝合金的晶粒细化的方法主要有三种。

采用高强度的粉、丝和片状材料和压、焊、喷涂、溶浸等方法与铝基体复合，使基体获得高的强度，称为复合强化。按复合材料形状，复合强化可分为纤维强化型、粒子强化型和包覆材料三种。晶须和连续纤维常作纤维强化原料，粒子强化型有粉末冶金和混合铸造两类。对烧结铝合金属粒子复合强化合金，多数学者认为是弥散强化的典型合金。复合强化的机理与异相强化相近。这种强化在高温下强化效果最佳，在常温下也可显著强化，但塑性损失大。可以用作增强纤维的材料有碳纤维、硼纤维、难熔化合物(Al₃O₂、SiC、BN、TiB₂等)纤维和难熔金属(W、Mo、Be等)细丝等。这些纤维或细丝的强度一般为2500~3500MPa。此外，还可用金属单晶须或Al₃O₂、B4C等陶瓷单晶须作为增强纤维，它们的强度就更高。但晶须的生产很困难，成本很高。

铝合金是一种典型的基体材料。以硼纤维增强和可热处理强化的合金（如Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si）或弥散硬化的Al-Al₃O₂系为基的金属复合材料，其比强度和比刚度为标准铝合金的2~3.5倍，已被用于航空及航天工业。

金属基体复合材料的强化机理与上述固溶强化及弥散强化等机理不同，这种强化主要不是靠阻碍位错运动，而是靠纤维与基体间良好的浸润性紧密粘结，使纤维与基体之间获得良好的结合强度。这样，由于基体材料有良好的塑性和韧性，增强纤维又有很高的强度，能承受很大的轴向负荷，所以整个材料具有很高的抗拉强度及优异的韧性。此外，这种材料还能获得很高的比强度、很高的耐热性及抗腐蚀性，是目前材料发展的一个新方向。

不可热处理强化铝合金的强化

纯铝、Al-Mg、Al-Mg-Sc、Al-Mn合金属于不可热处理强化铝合金，主要靠加工硬化和晶界强化获得高强度，辅助强化机制还有固溶强化、过剩相强化、弥散相强化等。加工硬化可通过热变形、冷变形、冷变形后部分退火而不同程度地获得。热变形产生亚结构强化，变形温度越高，亚晶尺寸越粗大，强化效果越差，但塑性相当高。经完全退火的材料进行不同程度的冷变形，冷变形率越大，制品强度越高，但塑性也越低。冷变形的加工硬化效果最大。充分冷变形的制品在不同温度下退火，控制回复和再结晶阶段，可保留不同程度的加工硬化量即不同的强化效果。

可热处理强化铝合金的强化

工业生产的可热处理强化铝合金有Al-Cu-Mg、Al-Cu-Mn、Al-Mg-Si、Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu合金，以及开发中的Al-Cu-Li和Al-Mg-Li合金等。这些合金普遍采用淬火时效，并主要通过沉淀强化方法来获得很高的强度，辅助强化机制也有固溶强化、过剩相强化、弥散相强化、晶界强化等。自然时效时G.P区为主要强化相，人工时效主要是G.P区加过渡相起强化作用，过时效时才出现稳定相，出现稳定相后强度降低。

形变时效与挤压效应强化

在Al-Cu系和Al-Mg-Si系合金中，较多采用形变时效方法获得高强度，该方法包括T3、T8和T9三种状态，都是利用时效强化和冷作硬化的交互作用及强化在一定程度上的叠加作用。2124-T8厚板因冷变形产生的大量滑移线，滑移线上成排分布着时效析出相，二者的联合作用使塑性变形更为困难，即强度进一步提高。

 可热处理强化铝合金挤压制品淬火时效后的强度比其他方法生产的同一合金相同热处理状态下的强度高，这一现象称为挤压效应。其组织观察发现全部或部分保留了冷作硬化效应，基体中保留了大量亚结构，故强化是时效强化和亚结构强化的叠加。

Al-Si合金的强化

Al-Si系变形铝合金，特别适合于生产活塞等模锻件，合金中硅含量ω(Si)=12%~13%，还含有一定量的Cu、Mg、Ni等。组织中有较多的结晶时生成的共晶硅，均布在软的α(Al)基体上，尺寸大都在5μm左右，硬且脆。这种共晶硅是铝合金中异相强化的典型例子。由于异相强化具有耐高温、耐磨和中强等特点，故特别适合于制作活塞。

来源：《铝合金的热处理》、《简明铝合金加工手册》、网络