一种提高T6/T651状态6xxx系铝合金抗冲击性的热处理方法与流程

本发明涉及铝合金冶炼领域，尤其是一种提高T6/T651状态6xxx系铝合金抗冲击性的热处理方法。

背景技术：

6xxx属于可热处理强化合金，其合计种类如6061、6013、6082、6016等，具有密度低、强度高、焊接性优良等特点，在交通、建筑、航空航天等多个领域都有广泛的应用。而随着6xxx合金在各领域中应用程度的不断深入，除了对强度、延伸率、成型性等常规特性有要求外，越来越多的行业，尤其是交通领域，对6xxx铝合金的抗冲击性能也提出了特殊的要求。如新能源汽车采用6xxx铝合金做电池底板，就要求合金板材具备较高的抗冲击能力，能抵受来自于路面异物的冲击和保护电池的安全。

根据现有的文献记载，调整合金成分，减少杂质裂纹源可提高材料抗冲击性是材料学的一种普遍认识和常用方法。但是在很多情况下，受原材料质量水平、熔铸技术水平的限制，该方法的使用还是具有很大的局限性。

在不改变合金成分的前提下进一步提高T6/T651状态6xxx系铝合金的抗冲击性，目前主要是采用欠固溶和欠时效的方法，但该方法在提高材料抗冲击性的同时也不可避免的会损失材料一定的机械强度；也有文献提出了T6I6工艺方法，但该工艺需进行三次人工时效，其中第二次时效耗时上千小时，工艺时间长，生产效率较低，暂不具备大规模量工业化生产的可行性。

技术实现要素：

本发明公开了一种提高T6/T651状态6xxx系铝合金抗冲击性的热处理方法，在不改变合金成分前提下，通过特殊热处理手段，能显著提高T6/T651状态6xxx材料抗冲击性能。

为实现上述目的，本发明的技术方案为：

一种提高T6/T651状态6xxx系铝合金抗冲击性的热处理方法，包括以下步骤：

S1.轧制：铸造T6/T651状态6xxx系铝合金所需的铸锭，铸锭预热后直接热轧至成品厚度，终轧温度控制200~280℃，或热轧至半成品厚度，再通过冷轧机将热轧卷冷轧至成品厚度；

S2. 切除步骤S1获得的轧制材头部超厚部分，在厚度合格部分进行取样做退火试验，确定轧制材完全再结晶退火所需的最低温度X℃；

S3.完全再结晶退火：采用X~470℃的温度，对轧制材进行0.5~6小时的退火处理；

S4.固溶淬火：对退火处理后的轧制材进行固溶处理，固溶后快速水淬，固溶到淬火工序间的材料转移时间≤4秒，材料降温速度≥50℃/s；

S5.拉伸；

S6.人工时效处理。

优选的，所述步骤S1中，直接热轧至成品厚度时，终轧温度为250~280℃。

优选的，所述步骤S3中，采用X~470℃的温度，对轧制材进行2~3小时的退火处理。更优选的，所述步骤S3中，采用X~470℃的温度，对轧制材进行2小时的退火处理。

优选的，所述步骤S4中，固溶到淬火工序间的材料转移时间≤3s，料温冷却速度为60~70℃/s。更优选的，所述步骤S4中，固溶到淬火工序间的材料转移时间≤2s，料温冷却速度为60℃/s。

本发明通过研究认为：6xxx材料的冲击断裂属于穿晶和沿晶混合型断裂，穿晶断裂更多的是引发自材料晶体内的杂质相（如含Fe相）和强化相（如Mg2Si相）硬质点裂纹源，对于含Fe相这类初生杂质相，在合金成分固定前提下，很难通过后续工艺将其去除，而对于Mg2Si强化相则可以通过一定的热处理手段减少其团聚分布来削弱其裂纹源作用；沿晶断裂主要是断裂发生时，裂纹沿着结构不稳定的晶界快速扩展形成的，如能减少材料内的晶界，则必然能有效的提高其抗冲击性。根据以上分析，本发明关键是通过减少材料基体裂纹源和减少裂纹通道来实现提高铝合金的抗冲击性：（1）在固溶淬火前增加完全再结晶退火工艺，让材料基体晶粒充分回复和再结晶，该工艺可使材料固溶淬火、时效后的晶粒显著增大，从而减少材料基体内部的晶界裂纹通道；（2）缩短固溶、淬火工序间的材料转移时间，加速淬火时的材料冷却速度，尽可能减少Mg2Si相的团聚析出和形成大颗粒的裂纹源。

通过以上处理，本发明能在不改变合金成分、基本不损失材料强度前提下，显著提高铝合金的抗冲击性能。

附图说明

图1是实施例1中冷轧卷退火试验中的屈服强度随温度变化趋势图。

图2a是对比实施例1所得成品的金相组织图，图2b是实施例1所得成品的金相组织图。

图3a是对比实施例1所得成品的Charpy冲击测试后的断口SEM形貌图，图3b是实施例1所得成品的Charpy冲击测试后的断口SEM形貌图。

图4是实施例2中热轧卷退火试验中的屈服强度随温度变化趋势图。

具体实施方式

以下将结合具体实施例对本发明作进一步说明。但本发明的保护范围不限于以下实施例。

对比实施例1

S1.6061铸锭在460℃下预热8小时，热轧至10mm，热轧终温260℃，热轧卷冷却后冷轧至6mm成品厚度；

S2.固溶热处理温度为535℃，时间40min，水淬，固溶到淬火工序间的材料转移时间为5秒，料温冷却速度40℃/s；

S3.板材拉伸：拉伸率为2.0%；

S4.人工时效热处理；温度为170℃，时间为12h，时效热处理完成后自然冷却，得到成品。

对比实施例1是目前常规6061-T651铝合金板材生产工艺，与本发明的主要区别在于6061板材固溶前没进行退火试验和完全再结晶退火，淬火时板材的冷却速度＜50℃，而本发明在固溶前需通过退火试验确定6061板材的完全再结晶退火温度和进行完全再结晶退火，并确保淬火时材料的冷却速度≥50℃。

实施例1

S1.轧制：铸造6061铸锭，铸锭在460℃下预热8小时，热轧至10mm，热轧终温260℃，热轧卷冷却后冷轧至6mm成品厚度；

S2.切除步骤S1获得的冷轧卷的头部超厚部分，在厚度合格部分进行取样，做保温2小时的退火试验，材料性能随退火温度变化趋势如图1所示，由此确定材料的完全再结晶退火温度为≥300℃；

S3.完全再结晶退火：采用320℃的温度，对冷轧卷进行保温2小时的退火处理；

S4.卷材切板后在辊底炉进行535℃保温40分钟的固溶热处理，固溶后快速水淬，固溶到淬火工序间的材料转移时间为2秒，料温冷却速度60℃/s；

S5.拉伸：拉伸率为2.0%；

S6.人工时效处理：对板材进行170℃保温12h的人工时效，自然冷却，得到成品。

表1是对比实施例1和实施例1所得成品的性能对比。

表1

由表1可以看到，实施例1所制备的6061板材机械强度与对比实施例1相当，但其Charpy冲击吸收功却得到了显著提高，提高率为33.3%。

结合图2所示，图2a是对比实施例1所得成品的金相组织图，图2b是实施例1所得成品的金相组织图，由两图对比可以看到，实施例1成品组织内的晶界明显减少，从而有效的减少了材料断裂时的裂纹扩展通道。

结合图3所示，图3a是对比实施例1所得成品的Charpy冲击测试后的断口SEM形貌图，图3b是实施例1所得成品的Charpy冲击测试后的断口SEM形貌图，通过EDS表征得知图中韧窝内颗粒主要是Mg2Si富集颗粒。可以看到，实施例1材料断口韧窝内可见Mg2Si裂纹源颗粒较少，韧窝直径更大、更为深邃，显示了更强的吸能特性；相比之下，对比实施例1材料断口韧窝内Mg2Si富集颗粒明显更多，韧窝直径小且相对较浅。

对比实施例2

S1.6082铸锭在460℃下预热6小时，热轧至成品厚度5mm，热轧终温265℃；

S2. 固溶热处理温度为535℃，时间30min，水淬，固溶到淬火工序间的材料转移时间为5秒，料温冷却速度45℃/s；

S3.板材拉伸：拉伸率为0.5%；

S4.人工时效热处理；温度为170℃，时间为12h，时效热处理完成后自然冷却，得到成品。

对比实施例2是目前常规6061-T6铝合金板材生产工艺，与本发明的主要区别在于6061板材固溶前没进行退火试验和完全再结晶退火，淬火时板材的冷却速度＜50℃，而本发明在固溶前需通过退火试验确定6082板材的完全再结晶退火温度和进行完全再结晶退火，并确保淬火时材料的冷却速度≥50℃。

实施例2

S1.轧制：铸造6082铸锭，铸锭在460℃下预热6小时，热轧至成品厚度5mm，热轧终温265℃；

S2. 切除步骤S1获得的热轧卷的头部超厚部分，在厚度合格部分进行取样，做保温2小时的退火试验，材料性能随退火温度变化趋势如图4所示，由此确定材料的完全再结晶退火温度为≥360℃；

S3.完全再结晶退火：采用370℃的温度，对热轧卷进行保温2小时的退火处理；

S4.卷材切板后在辊底炉进行535℃保温30分钟的固溶热处理，固溶后快速水淬，固溶到淬火工序间的材料转移时间为2秒，料温冷却速度70℃/s；

S5.拉伸：拉伸率为0.5%；

S6.人工时效处理：对板材进行170℃保温12h的人工时效，自然冷却，得到成品。

表2是对比实施例2和实施例2所得成品的性能对比。

表2

由表2可以看到，实施例2所制备的6082板材机械强度与对比实施例2相当，但其Charpy冲击吸收功得到了显著的提高，提高率为38.5%。