消除6系铝合金停放效应的方法及铝合金产品与流程

1.本发明是关于铝合金加工技术，特别是关于一种消除6系铝合金停放效应的方法及铝合金产品。


背景技术：

2.6系铝合金属于中等强度铝合金，具有一定的强度、优异的成型性能、焊接性能、耐腐蚀性能。以铝代钢成为实现汽车轻量化的主要方式之一。
3.6系铝合金为以mg、si为主要强化元素的可热处理型铝合金，其析出序列为：过饱和固溶体、mg/si溶质原子团簇
→
gp区
→
β"相
→
β
′→
相。析出相的类型、尺寸、形貌不同，对合金的强度影响很大，其中β"相为6系合金中的主要强化相，峰时效是合金中的强化相以β"相为主。6系铝合金型材传统工艺为铸造-均匀化-预热-挤压-在线淬火(风冷或水冷)-自然停放(t4)-或进行人工时效处理(t5/t6)。热变形后铝合金型材或锻件往往来不及立刻进行人工时效，在停放的过程中会发生自然时效，降低人工时效的强化效果。
4.目前几乎所有的6系铝合金型材均采用在线淬火的方式生产，为保证合金的强度需要一定的冷却强度，以确保获得过饱和固溶体，为后续的时效处理主要强化相β"相的析出做好组织准备。目前在线淬火系统主要包括风冷、水雾冷、水冷等方式，上述淬火介质的温度为室温空气、室温水等，冷却强度高。针对6系铝合金的型材和性能及应用特点，尤其薄壁型材，采用上述淬火方式可能会导致产品存在以下问题的至少之一：1)冷却强度大，型材发生淬火变形，成材率低；2)6系铝合金在供应到下游汽车行业使用时，通常为t4自然时效状态，汽车生产商需对型材进行弯曲，自然停放的过程中合金的强度迅速提高，从而导致弯曲过程中发生开裂或者回弹、变形不均匀等问题；3)车用铝合金组装完成后一般会进行烤漆处理，由于自然停放效应，使 6系合金经烤漆硬化后达不到其峰值强度。这些问题的存在会严重影响6系铝合金的应用性能。除型材外，6xxx系铝合金锻件同样存在相同的问题。
5.公开于该背景技术部分的信息仅仅旨在增加对本发明的总体背景的理解，而不应当被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已为本领域一般技术人员所公知的现有技术。


技术实现要素：

6.本发明的目的在于提供一种消除6系铝合金停放效应的方法及铝合金产品，通过优化6系铝合金的成型工艺，有效地改善了合金材料的加工成型性。
7.为实现上述目的，本发明的实施例提供了消除6系铝合金停放效应的方法，包括如下步骤：s1：准备6系铝合金原料，并实施热挤压或锻造；s2：对挤压后型材立即以2℃/s～30℃/s的冷却速率冷却至60-120℃的淬火介质进行淬火(为了满足即刻淬火的要求，淬火可以在挤压出口实施)，并保温。
8.在本发明的一个或多个实施方式中，s3中淬火介质为水或者淬火油。这里的淬火油及水即为本领域常用的淬火用油(如普通淬火油、高速淬火油、光亮淬火油、真空淬火油等均可行，可以选择如l-anl5油(10号机械油)、 l-an22油(20号机械油)、l-an46油(40号机
械油)和l-anl00油(50号机械油) 等)及淬火用水(如矿物质水、井水等均可行)。
9.本发明主要是通过在挤压出口使型材在2℃/s～30℃/s的冷却速率下冷却至60～130℃淬火并保温一定时间来实现，有利于提高材料的成形性，在材料生产结束到使用前存在一个时间窗口1～60d左右。后期可以在成型结束后选择进行时效处理以使材料达到峰值硬度。
10.在本发明的一个或多个实施方式中，s2中保温为在温度t下保温20s～15min，其中温度t为淬火介质的温度。
11.在本发明的一个或多个实施方式中，还包括s3：保温处理后的型材在停放后进行人工时效处理。
12.在本发明的一个或多个实施方式中，s3中人工时效条件为t6条件180
ꢀ±
5℃保温5-8h。
13.在本发明的一个或多个实施方式中，s3中停放为在自然停放1-60天。优选的，s3中停放为在t4p+na条件下停放1-60天。t4p是指挤压结束后在 60～130介质中淬火并保温一定时间，该过程称为t4p处理；na是指在经上述t4p处理后在再燃条件下进行停放：na1～60天是用来模拟材料生产完成后运输、采购方使用周期差不多为1～2个月，该材料经过上述t4p处理后材料的强度在60天以为比较稳定且强度较低有利于采购方成型加工。
14.在本发明的一个或多个实施方式中，s1中还可以对6系铝合金原料进行均匀化处理，条件为：300-360℃下恒温8-12h后再在500-600℃恒温6-10h。
15.在本发明的一个或多个实施方式中，s1中热挤压为在470-550℃对铸锭进行挤压。
16.在本发明的一个或多个实施方式中，s1中热挤压的挤压比为40-50。
17.在本发明的一个或多个实施方式中，s1中锻造的变形量为0.5～0.9。
18.在本发明的一个或多个实施方式中，铝合金产品，由如前述的消除6系铝合金停放效应的方法获得，可以为型材、铝制品以及原材料等。
19.如上技术方案换个角度来讲：作为一种优选，本发明的实施例提供了消除6系铝合金停放效应的方法，包括如下步骤：准备6系铝合金铸锭，并对其实施均匀化处理；均匀化后的铸锭实施热挤压/锻造；对挤压/锻造后型材以 2℃/s～30℃/s的冷却速率冷却至60-130℃的淬火介质进行淬火，并保温。
20.作为一种优选，本发明的实施例提供了消除6系铝合金停放效应的方法，包括如下步骤：准备6系铝合金铸锭，并对其实施均匀化处理；均匀化后的铸锭实施热挤压/锻造；对挤压后型材以2℃/s～30℃/s冷却速率在60-130℃的淬火介质进行淬火，并保温；保温处理后的型材在停放后进行人工时效处理即可。
21.在目前的淬火工艺下，6系铝合金型材/锻件在淬火过程如果冷速过快则会发生变形，尤其是薄壁型材/锻件，导致型材/锻件的成材率降低。此外，由于根据6系铝合金本身的特点可知，经淬火后合金基体处于过饱和状态，在自然停放过程中(发货给汽车生产商过程及生产商中停放)均会发生自然时效，随停放时间的延长合金中析出溶质原子团簇或细小的gp区，导致合金强度不断升高，从而导致型材的折弯性变差，甚至发生开裂。此外根据生产商本身的生产节奏，不同批次型材停放时间不同，这就导致批次间型材性能的稳定性差，导致弯曲回弹量不同意，影响生产效率。由于自然停放过程中，停放温度较低，析出溶质原子团簇或细小的gp区形核率低，随着停放时间延长固溶原子团簇或gp区会逐渐粗大，最终
导致合金的过饱和程度降低。在后续的人工时效或烤漆硬化过程中降低β"相数量增大β"的尺寸，从而使合金无法到达t6状态峰值强度。
22.本发明采用2℃/s～30℃/s的冷却速率在60～120℃淬火介质进行淬火并保温一段时间，具有一下优点：1)在保证了足够冷却强度获得过饱和固溶体的同时，降低了冷却速度，可以避免薄壁型材淬火变形的发生；2)使用60～120℃淬火介质并保温一定时间，可以在合金中析出β"相的前驱相pre-β"相，降低机体过饱和程度，消除或改善停放效应，从而提高型材的成形性能；3)pre-β" 相在烤漆硬化过程中可以作为主强化相β"相的形核质点，提高β"相的含量，保证合金的烤漆硬化能力。
附图说明
23.图1是根据本发明一实施方式的不同温度低淬火介质自然停放不同时间 t6处理前后维氏硬度变化曲线；
24.图2是根据本发明一实施方式的经不同冷却速率、不同温度淬火介质淬火并保温10min中后自然停放30d后的tem明场像，其中a为35℃水冷(淬火速率＞50s/℃，放30d；b为28℃/s的冷却速率下在60℃淬火介质保温10min+ 自然停放＜30d；c为18℃/s的冷却速率下在100℃淬火介质保温20min+自然停放30d；d为3℃/s的冷却速率下在120℃淬火介质保温10min+自然停放30d；
25.图3是根据本发明一实施方式的经不同冷却速率及温度淬火介质淬火并保温10min中后自然停放30d后再人工时效后的tem明场像，其中a为28℃ /s冷速，60℃淬火介质保温10min+自然停放＜30d+t6处理；b为18℃/s冷速， 100℃淬火介质保温10min+自然停放＜30d+t6处理。
具体实施方式
26.下面结合附图，对本发明的具体实施方式进行详细描述，但应当理解本发明的保护范围并不受具体实施方式的限制。
27.除非另有其它明确表示，否则在整个说明书和权利要求书中，术语“包括”或其变换如“包含”或“包括有”等等将被理解为包括所陈述的元件或组成部分，而并未排除其它元件或其它组成部分。
28.包括而不限于下述实施所展示的技术方案均适应于各牌号的6系铝合金，包括而不限于6a02、6061-t6、6082、6160、6125、6262、6060、6005、6463、 6063、6061等，以下就不一一举例。
29.实施例组1
30.规格为φ178*480mm的6082铝合金铸锭，铸锭均匀化工艺为330℃ *10h+550℃*8h，然后将铸锭加热至530℃进行挤压(挤压比40)，挤压杆速度4mm/s，挤压出口温度530～550℃，挤压淬火段采用不同冷却速率和温度的淬火介质，如冷水(这里以井水为例)/油(这里以l-anl5油为例)、60～120℃的淬火介质，并保温20s～15min，随后部分停放1～60天(t4p+na)，然后进行180℃*6h人工时效处理(模拟烘烤硬化，t4p+na+t6)。分别对t4p+na 和t4p+na+t6样品进行维氏硬度hv及tem检测。
31.结果如下表1：
32.33.[0034][0035]
表1和图1给出了型材经不同温度淬火介质淬火后自然停放不同时间，然后进行t6人工时效(模拟汽车烘烤硬化过程)前后维氏硬度检测结果。通常为保证铝合金型材弯曲成复杂的车身结构部件，合金板材在t4p状态下(即淬火+预时效状态)应具有较低的屈服强度，以保优良的成型性能，如弯曲回弹小及尺寸精度高等。根据表1和图3可知，合金经室温35℃水淬火后的硬度最低，随自然停放时间的增大，合金的硬度迅速增大，30d以后逐渐趋于稳定。但其模拟烘烤后的硬度随自然停放时间的增大而降低，淬火后直接进行模拟烘烤可获得最大的硬度值。这说明采用常规的室温水冷的淬火方式会产生显著的自然停放效应，导致合金烘烤后无法达到峰值硬度。而采用100℃水淬火冷却并保温10min后的合金，其硬度随自然停放时间的延长无显著的变化，基本维持在88～92hv范围内，且低于室温水冷自然停放的合金的硬度值，这说明经100℃水淬火并预时效10min中能够显著降低自然停放效应带来的强度的提高，使型材具有更加优异的成型性能。同时，经预时效后的合金在经模拟烘烤后其硬度可以达到129～132hv左右，几乎到达合金的峰值强度，远高于室温水淬+自然停放的合金烘烤后的硬度。这说明预时效能够改善自然停放对烘烤硬化的不利影响，使合金快速达到峰值强度。
[0036]
如图2所示为经不同温度淬火介质淬火并保温10min中后自然停放30d 后的tem明场像，由图可知，合金经35℃水淬并自然停放30d后的tem明场像中并未发现明显析出相的存在。合金35℃水淬后形成过饱和固溶体，在自然停放的过程中会形成溶质原子团簇和gp
区，从而导致硬度的快速增大。但自然停放状态下这些原子团簇和gp区尺寸太小，在tem下通常难以观察到，只能通过三维原子探针等手段才能进行有效的观测。而合金经60～120℃介质并保温10min+自然停放30d后合金中析出细小球形的析出相，并随淬火介质温度的升高合金中析出的数量增多，根据已有的研究结果可知，该析出相为强化相β"相的前取相pre-β"相。在合金中预先析出一定量的析出相pre
‑ꢀ
β"相，合金基体的过饱和程度降低，因此在后续的自然停放过程中保持热稳定性，合金的强度不会随停放时间的延长而发生显著的变化。此外该前驱相在后续的模拟烘烤硬化的过程中可以作为强化相的形核核心，在合金中析出高密度、细小、且均匀分布的β"相，如图3所示，从而保证合金强度能够满足要求。
[0037]
实施例组2
[0038]
本实施例组与实施例组1区别仅在于如下：6061铸锭均匀化工艺为300℃ *8h+500℃*10h，然后将铸锭加热至480
±
10℃进行锻造，变形量0.5-0.9。淬火用油采用l-an46油，淬火用水采用山泉水。
[0039]
结果如下表2：
[0040]
[0041]
[0042][0043][0044]
实施例组3
[0045]
本实施例组与实施例组1区别仅在于如下：6063铸锭均匀化工艺为360℃ *12h+600℃*6h，然后将铸锭加热至490
±
20℃进行挤压，挤压比45。淬火用油采用l-anl00油。
[0046]
结果如下表3：
[0047]
[0048][0049]
前述对本发明的具体示例性实施方案的描述是为了说明和例证的目的。这些描述并非想将本发明限定为所公开的精确形式，并且很显然，根据上述教导，可以进行很多改变和变化。对示例性实施例进行选择和描述的目的在于解释本发明的特定原理及其实际应用，从而使得本领域的技术人员能够实现并利用本发明的各种不同的示例性实施方案以及各种不同的选择和改变。本发明的范围意在由权利要求书及其等同形式所限定。