本發明涉及材料處理方法，尤其涉及一種強冷變形多級短時固溶處理細化6000系鋁合金晶粒的處理方法。

背景技術：

6000系鋁合金以鎂和硅為主。mg2si為主要強化相，是目前應用最廣泛的合金,具有密度小、比強度與比剛度高、抗沖擊性好、耐蝕性高和散熱性好等優點，且相對于鈦、鎂等輕合金價格低廉，已經成為世界上最為關注的輕量化材料之一，極具發展潛力。因此積極尋求經濟有效地提高6000系鋁合金綜合性能的方法成為亟待解決問題，其中晶粒細化對合金強度、塑性和韌性的提高均是有利的。起初無論在生產中還是理論上，金屬的熱處理和形變加工歷來都是分開的。隨著對材料性能、顯微組織、亞結構、熱處理和形變過程作用機制等認識的不斷加深，產生了把熱處理和形變相結合，以形成疊加的機械學效應的想法。為了表達這種將熱處理和形變相結合，以及由它們各自引起的組織變化和相互作用的加工方法，提出了“形變熱處理”細化晶粒組織的概念。但是這些方法工藝復雜，難以制備較大尺寸的材料，并且對加工設備要求高，因而其也很難在工業上得到廣泛應用。

強應變技術作為晶粒細化的一種有效方法，它是指材料加工過程中通過大塑性變形使晶粒和第二相實現微細化。強應變技術的工藝方法很多，如高速壓縮、等通道角加工、累積疊軋、高壓扭轉變形等，采用強冷變形后進行再結晶，可以獲得較細的晶粒組織。目前，國內外廣泛采用的再結晶細化晶粒的方法，存在著再結晶保溫時間過長、表面易氧化、第二相粗化導致性能下降等缺陷。因此，采用適當的工藝方法來控制其組織形態、結構和晶粒大小，對于充分發揮該合金的性能潛力，進一步提高其綜合性能、擴大其使用范圍都具有特別重要的意義。

技術實現要素：

本發明設計開發了一種通過強冷變形多級短時固溶處理細化6000系鋁合的處理方法，采用大變形量軋制和多級短時固溶方法相結合的方式，使晶粒細化效果得到顯著的提高。

本發明的技術方案包括：

步驟一：均勻化退火：截面不大于10cm×20cm塊狀坯料在gwl-lb型電阻爐中進行均勻化退火，均勻化處理工藝參數為，溫度565±10℃，時間5~8h；

步驟二：軋制變形：將步驟一均勻化退火后的坯料在60℃以下低溫條件小多道次大變形軋制處理形成板材，壓縮變形量控制在40~90%；

步驟三：固溶再結晶：將軋制后板材快速加熱至550~570℃進行多級短時固溶再結晶處理，保溫時間5~20min，立即氮氣冷卻；

步驟四：時效處理：將該軋制板材進行540℃×5min固溶和t4p（自然時效）、t6（人工時效）或bh（烘烤硬化）時效處理，并對時效板材進行力學性能測試。

優選的是，均勻化退火處理工藝參數為溫度570℃，時間7h。

優選的是，低溫軋制的軋制溫度控制在60℃以下。

優選的是，軋制壓縮變形量控制70%以上。

優選的是，采用三級短時固溶再結晶處理工藝，參數為溫度560℃時間10min，立即噴水冷卻。

優選的是，固溶再結晶時的升溫速率≥3℃/s。

優選的是，其中步驟二與步驟三相互配合的較佳條件為：步驟二變形量90%，步驟三最佳條件為：三級短時固溶再結晶處理工藝，參數為溫度560℃，時間10min，立即噴水冷卻。

本發明的有益效果

本發明采用以上方法對al-mg-si6000系鋁合金材料進行相應處理，利用均勻化后變形與溫度相結合的方式來獲得一定尺寸的沉淀相顆粒，從而進一步促進再結晶的發生。實例中，均勻化處理后獲得大量的彌散相（平均尺寸小于1μm），經過大變形后形態學發生變化，并碎裂成更小顆粒，在隨后的多級短時固溶再結晶過程球化，因此，再結晶晶粒就會以沉淀相為核心形核，從而獲得細小再結晶組織。另外，細小彌散相的均勻分布起到抑制晶界擴展作用，阻礙再結晶晶粒長大。

實驗表明，al-mg-si系鋁合金經過均勻化處理-強冷變形處理-多級短時固溶處理工藝與形變熱處理工藝（tmt）相比，本發明工藝避免了形變熱處理過程中溫度不易控制問題，同時縮短了制備時間，降低操作難度，獲得了良好的細晶組織，該工藝處理后al-mg-si系合金兼具良好的強度和塑韌性，適于工業化應用。

附圖說明

圖1為本發明工藝流程示意圖。

圖2為熱模擬試驗機裝置和壓縮試樣圖。

圖3為鑄態al-mg-si合金的dsc圖。

圖4為經均勻化后晶粒組織及掃描電鏡線掃描結果。

圖5為拉伸試樣結構圖。

圖6為560℃、10min三級短時固溶再結晶處理細化晶粒組織。

圖7為560℃、10min二級短時固溶再結晶處理細化晶粒組織。

圖8為560℃、15min三級短時固溶再結晶處理細化晶粒組織。

圖9為560℃、10min三級短時固溶再結晶處理細化晶粒組織（壓縮變形量40%）。

圖10為570℃、10min三級短時固溶再結晶處理細化晶粒組織。

圖11為實施例1-5中不同工藝獲得的晶粒尺寸統計圖。

具體實施方式

下面結合附圖對本發明做進一步的詳細說明，以令本領域技術人員參照說明文字能夠據以實施。

實施例1

根據圖1所示晶粒細化工藝，采用al-mg-si合金為軋制材料。經570℃、7h均勻化處理的試樣組織中存在大量均勻分布的彌散相，軋制變形在二輥軋制上實現。將該坯料通過快速多道次軋制實現90%的變形量，然后在560℃分別進行10min的固溶再結晶處理（三級處理），該處理工藝在連退爐上進行，升溫速度大于3℃/s，圖6為其金相組織，此時合金的平均晶粒尺寸為10.2μm。為了驗證該細化工藝處理后材料性能，最終將該板材進行540℃×5min固溶和t4p時效處理，并對時效板材進行力學性能測試，如表1所示。從中可看出，本發明的工藝與傳統熱軋工藝相比，獲得更高的強度，同時大大縮短了工藝時間，非常有利于工業化生產。

實施例2

根據圖1所示晶粒細化工藝，采用al-mg-si合金為實驗材料，其中，均勻化與壓縮處理工藝與實施例1相同。不同在于將軋制后試樣在560℃分別進行10min的固溶再結晶處理（二級處理），該處理工藝在連退爐上進行，升溫速度大于3℃/s，圖7為其金相組織，此時合金的平均晶粒尺寸為14.2μm。為了驗證該細化工藝處理后材料性能，最終將該板材進行540℃×5min固溶和t4p時效處理，并對時效板材進行力學性能測試，此時板材抗拉強度和屈服強度分別為227mpa和109mpa，較實施例1中低，可見二級固溶再結晶處理未能完全細化晶粒組織，組織中仍存在著部分拉長組織。

實施例3

根據圖1所示晶粒細化工藝，采用al-mg-si合金為實驗材料，其中，均勻化與軋制處理工藝與實施例1相同。不同在于將軋制后試樣在560℃分別進行15min的固溶再結晶處理（三級處理），該處理工藝在連退爐上進行，升溫速度大于3℃/s，圖8為其金相組織，此時合金的平均晶粒尺寸為11.6μm。為了驗證該細化工藝處理后材料性能，最終將該板材進行540℃×5min固溶和t4p時效處理，并對時效板材進行力學性能測試，此時板材抗拉強度和屈服強度分別為214mpa和107mpa。該處理工藝條件下，晶粒尺寸與實施例1相當，說明al-mg-si合金不易再結晶粗化，但此時力學性能較差。

實施例4

根據圖1所示晶粒細化工藝，采用al-mg-si合金為實驗材料。其中，均勻化處理工藝與實施例1相同，軋制變形在二輥軋制上實現。將該坯料通過快速多道次軋制實現40%的變形量，將軋制后試樣在560℃分別進行10min的固溶再結晶處理（三級處理），該處理工藝在連退爐上進行，升溫速度大于3℃/s，圖9為其金相組織，此時合金的平均晶粒尺寸為24.3μm。最終將該板材進行540℃×5min固溶和t4p時效處理，并對時效板材進行力學性能測試，如表1所示。由于變形量太低（40%），難以提供足夠的再結晶形核驅動力，致使再結晶發生困難，晶粒粗大，組織中存在著大量變形組織。

實施例5

根據圖1所示晶粒細化工藝，采用al-mg-si合金為實驗材料，其中，均勻化與壓縮處理工藝與實施例1相同。不同在于將軋制后試樣在570℃分別進行10min的固溶再結晶處理（三級處理），該處理工藝在連退爐上進行，升溫速度大于3℃/s，圖10為其金相組織，此時合金的平均晶粒尺寸為17.5μm。為了驗證該細化工藝處理后材料性能，最終將該板材進行540℃×5min固溶和t4p時效處理，并對時效板材進行力學性能測試，此時板材抗拉強度和屈服強度分別為214mpa和107mpa。與實施例1相比，此時晶粒組織較粗大，力學性能的降低主要由晶粒粗大引起。

表1為本發明制備的合金的室溫力學性能。

[表1]

注：日產性能要求σb大于190，σ0.2大于100

由圖11可以看出，本發明的工藝可以大大細化晶粒，經本發明工藝加工的鋁合金可以得到10~25μm的細晶組織。具有彌散強化特征的6000系鋁合金在形變和溫度共同作用下，可使均勻化后大量析出的彌散相破碎，經固溶再結晶處理后，破碎彌散相球化成更加彌散的小質點，誘使再結晶發生，同時起到釘軋晶界作用。因此在本發明所提供的工藝條件下可有效改善高強鋁合金強度和韌性。

盡管本發明的實施方案已公開如上，但其并不僅僅限于說明書和實施方式中所列運用，它完全可以被適用于各種適合本發明的領域，對于熟悉本領域的人員而言，可容易地實現另外的修改，因此在不背離權利要求及等同范圍所限定的一般概念下，本發明并不限于特定的細節和這里示出與描述的圖例。