一种6000系铝合金的处理方法与流程

本发明涉及材料处理方法，尤其涉及一种强冷变形多级短时固溶处理细化6000系铝合金晶粒的处理方法。

背景技术：

6000系铝合金以镁和硅为主。mg2si为主要强化相，是目前应用最广泛的合金,具有密度小、比强度与比刚度高、抗冲击性好、耐蚀性高和散热性好等优点，且相对于钛、镁等轻合金价格低廉，已经成为世界上最为关注的轻量化材料之一，极具发展潜力。因此积极寻求经济有效地提高6000系铝合金综合性能的方法成为亟待解决问题，其中晶粒细化对合金强度、塑性和韧性的提高均是有利的。起初无论在生产中还是理论上，金属的热处理和形变加工历来都是分开的。随着对材料性能、显微组织、亚结构、热处理和形变过程作用机制等认识的不断加深，产生了把热处理和形变相结合，以形成叠加的机械学效应的想法。为了表达这种将热处理和形变相结合，以及由它们各自引起的组织变化和相互作用的加工方法，提出了“形变热处理”细化晶粒组织的概念。但是这些方法工艺复杂，难以制备较大尺寸的材料，并且对加工设备要求高，因而其也很难在工业上得到广泛应用。

强应变技术作为晶粒细化的一种有效方法，它是指材料加工过程中通过大塑性变形使晶粒和第二相实现微细化。强应变技术的工艺方法很多，如高速压缩、等通道角加工、累积叠轧、高压扭转变形等，采用强冷变形后进行再结晶，可以获得较细的晶粒组织。目前，国内外广泛采用的再结晶细化晶粒的方法，存在着再结晶保温时间过长、表面易氧化、第二相粗化导致性能下降等缺陷。因此，采用适当的工艺方法来控制其组织形态、结构和晶粒大小，对于充分发挥该合金的性能潜力，进一步提高其综合性能、扩大其使用范围都具有特别重要的意义。

技术实现要素：

本发明设计开发了一种通过强冷变形多级短时固溶处理细化6000系铝合的处理方法，采用大变形量轧制和多级短时固溶方法相结合的方式，使晶粒细化效果得到显著的提高。

本发明的技术方案包括：

步骤一：均匀化退火：截面不大于10cm×20cm块状坯料在gwl-lb型电阻炉中进行均匀化退火，均匀化处理工艺参数为，温度565±10℃，时间5~8h；

步骤二：轧制变形：将步骤一均匀化退火后的坯料在60℃以下低温条件小多道次大变形轧制处理形成板材，压缩变形量控制在40~90%；

步骤三：固溶再结晶：将轧制后板材快速加热至550~570℃进行多级短时固溶再结晶处理，保温时间5~20min，立即氮气冷却；

步骤四：时效处理：将该轧制板材进行540℃×5min固溶和t4p（自然时效）、t6（人工时效）或bh（烘烤硬化）时效处理，并对时效板材进行力学性能测试。

优选的是，均匀化退火处理工艺参数为温度570℃，时间7h。

优选的是，低温轧制的轧制温度控制在60℃以下。

优选的是，轧制压缩变形量控制70%以上。

优选的是，采用三级短时固溶再结晶处理工艺，参数为温度560℃时间10min，立即喷水冷却。

优选的是，固溶再结晶时的升温速率≥3℃/s。

优选的是，其中步骤二与步骤三相互配合的较佳条件为：步骤二变形量90%，步骤三最佳条件为：三级短时固溶再结晶处理工艺，参数为温度560℃，时间10min，立即喷水冷却。

本发明的有益效果

本发明采用以上方法对al-mg-si6000系铝合金材料进行相应处理，利用均匀化后变形与温度相结合的方式来获得一定尺寸的沉淀相颗粒，从而进一步促进再结晶的发生。实例中，均匀化处理后获得大量的弥散相（平均尺寸小于1μm），经过大变形后形态学发生变化，并碎裂成更小颗粒，在随后的多级短时固溶再结晶过程球化，因此，再结晶晶粒就会以沉淀相为核心形核，从而获得细小再结晶组织。另外，细小弥散相的均匀分布起到抑制晶界扩展作用，阻碍再结晶晶粒长大。

实验表明，al-mg-si系铝合金经过均匀化处理-强冷变形处理-多级短时固溶处理工艺与形变热处理工艺（tmt）相比，本发明工艺避免了形变热处理过程中温度不易控制问题，同时缩短了制备时间，降低操作难度，获得了良好的细晶组织，该工艺处理后al-mg-si系合金兼具良好的强度和塑韧性，适于工业化应用。

附图说明

图1为本发明工艺流程示意图。

图2为热模拟试验机装置和压缩试样图。

图3为铸态al-mg-si合金的dsc图。

图4为经均匀化后晶粒组织及扫描电镜线扫描结果。

图5为拉伸试样结构图。

图6为560℃、10min三级短时固溶再结晶处理细化晶粒组织。

图7为560℃、10min二级短时固溶再结晶处理细化晶粒组织。

图8为560℃、15min三级短时固溶再结晶处理细化晶粒组织。

图9为560℃、10min三级短时固溶再结晶处理细化晶粒组织（压缩变形量40%）。

图10为570℃、10min三级短时固溶再结晶处理细化晶粒组织。

图11为实施例1-5中不同工艺获得的晶粒尺寸统计图。

具体实施方式

下面结合附图对本发明做进一步的详细说明，以令本领域技术人员参照说明文字能够据以实施。

实施例1

根据图1所示晶粒细化工艺，采用al-mg-si合金为轧制材料。经570℃、7h均匀化处理的试样组织中存在大量均匀分布的弥散相，轧制变形在二辊轧制上实现。将该坯料通过快速多道次轧制实现90%的变形量，然后在560℃分别进行10min的固溶再结晶处理（三级处理），该处理工艺在连退炉上进行，升温速度大于3℃/s，图6为其金相组织，此时合金的平均晶粒尺寸为10.2μm。为了验证该细化工艺处理后材料性能，最终将该板材进行540℃×5min固溶和t4p时效处理，并对时效板材进行力学性能测试，如表1所示。从中可看出，本发明的工艺与传统热轧工艺相比，获得更高的强度，同时大大缩短了工艺时间，非常有利于工业化生产。

实施例2

根据图1所示晶粒细化工艺，采用al-mg-si合金为实验材料，其中，均匀化与压缩处理工艺与实施例1相同。不同在于将轧制后试样在560℃分别进行10min的固溶再结晶处理（二级处理），该处理工艺在连退炉上进行，升温速度大于3℃/s，图7为其金相组织，此时合金的平均晶粒尺寸为14.2μm。为了验证该细化工艺处理后材料性能，最终将该板材进行540℃×5min固溶和t4p时效处理，并对时效板材进行力学性能测试，此时板材抗拉强度和屈服强度分别为227mpa和109mpa，较实施例1中低，可见二级固溶再结晶处理未能完全细化晶粒组织，组织中仍存在着部分拉长组织。

实施例3

根据图1所示晶粒细化工艺，采用al-mg-si合金为实验材料，其中，均匀化与轧制处理工艺与实施例1相同。不同在于将轧制后试样在560℃分别进行15min的固溶再结晶处理（三级处理），该处理工艺在连退炉上进行，升温速度大于3℃/s，图8为其金相组织，此时合金的平均晶粒尺寸为11.6μm。为了验证该细化工艺处理后材料性能，最终将该板材进行540℃×5min固溶和t4p时效处理，并对时效板材进行力学性能测试，此时板材抗拉强度和屈服强度分别为214mpa和107mpa。该处理工艺条件下，晶粒尺寸与实施例1相当，说明al-mg-si合金不易再结晶粗化，但此时力学性能较差。

实施例4

根据图1所示晶粒细化工艺，采用al-mg-si合金为实验材料。其中，均匀化处理工艺与实施例1相同，轧制变形在二辊轧制上实现。将该坯料通过快速多道次轧制实现40%的变形量，将轧制后试样在560℃分别进行10min的固溶再结晶处理（三级处理），该处理工艺在连退炉上进行，升温速度大于3℃/s，图9为其金相组织，此时合金的平均晶粒尺寸为24.3μm。最终将该板材进行540℃×5min固溶和t4p时效处理，并对时效板材进行力学性能测试，如表1所示。由于变形量太低（40%），难以提供足够的再结晶形核驱动力，致使再结晶发生困难，晶粒粗大，组织中存在着大量变形组织。

实施例5

根据图1所示晶粒细化工艺，采用al-mg-si合金为实验材料，其中，均匀化与压缩处理工艺与实施例1相同。不同在于将轧制后试样在570℃分别进行10min的固溶再结晶处理（三级处理），该处理工艺在连退炉上进行，升温速度大于3℃/s，图10为其金相组织，此时合金的平均晶粒尺寸为17.5μm。为了验证该细化工艺处理后材料性能，最终将该板材进行540℃×5min固溶和t4p时效处理，并对时效板材进行力学性能测试，此时板材抗拉强度和屈服强度分别为214mpa和107mpa。与实施例1相比，此时晶粒组织较粗大，力学性能的降低主要由晶粒粗大引起。

表1为本发明制备的合金的室温力学性能。

[表1]

注：日产性能要求σb大于190，σ0.2大于100

由图11可以看出，本发明的工艺可以大大细化晶粒，经本发明工艺加工的铝合金可以得到10~25μm的细晶组织。具有弥散强化特征的6000系铝合金在形变和温度共同作用下，可使均匀化后大量析出的弥散相破碎，经固溶再结晶处理后，破碎弥散相球化成更加弥散的小质点，诱使再结晶发生，同时起到钉轧晶界作用。因此在本发明所提供的工艺条件下可有效改善高强铝合金强度和韧性。

尽管本发明的实施方案已公开如上，但其并不仅仅限于说明书和实施方式中所列运用，它完全可以被适用于各种适合本发明的领域，对于熟悉本领域的人员而言，可容易地实现另外的修改，因此在不背离权利要求及等同范围所限定的一般概念下，本发明并不限于特定的细节和这里示出与描述的图例。