一种铝合金的形变热处理方法技术领域
本申请属于铝合金材料制造领域，特别是涉及一种铝合金的形变热处理
方法。
背景技术
时效硬化型铝合金具有低密度、高比强度及良好的耐蚀性、塑性成形性，
是广泛用于飞机制造的重要轻质结构材料，主要包括超高强7000系
Al-Zn-Mg-Cu合金(500-700MPa)、高强2000系Al-Cu-Mg合金(400-500MPa)
和中强6000系Al-Mg-Si-Cu合金(300-400MPa)三大类，代表性合金牌号分别
有7075、2024和6056。与7000系和2000系铝合金相比，尽管6000系铝合金更
具有材料密度和成本低、铸锭成型性能、塑性加工性能、表面处理性能优良
以及应力腐蚀开裂倾向性低等优势。然而，到目前为止，6000系铝合金在飞
机制造上用材比例显著低于7000系和2000系铝合金。造成这一现象的首要原
因是6000系铝合金强度相对较低。尽管人工时效至峰值状态下(T6)，6000
系铝合金强度也还是大大低于7000系和2000系铝合金，无法体现减重优势；
同时，峰值时效状态下6000系铝合金还存在严重的晶间腐蚀敏感性，从而严
重影响飞机寿命及安全性。因此，如何实现既大幅度提高6000系铝合金强度，
使其超过2000系铝合金、甚至7000系铝合金，同时又能消除其晶间腐蚀敏感
性，对于扩大6000系铝合金在飞机制造领域的应用范围具有关键意义；其次，
对于金属结构材料来说，强度和韧性通常是一对呈现倒置关系的力学性能指
标。因此，在实现大幅度提高6000系铝合金强度的同时，必须保证其韧性基
本不降低。
发明内容
本发明的目的在于提供了一种铝合金的形变热处理方法，以克服现有技
术中的不足。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
本申请实施例公开了一种铝合金的形变热处理方法，以6061铝合金为原
材料，经550℃/1h固溶处理和水淬，以及180℃/2h欠时效、和85％压下量冷
轧，获得高强度和抗晶间腐蚀性能的铝合金。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金按照重量份
包括：100重量份的Al；1重量份的Mg；1.2重量份的Si；0.8重量份的Cu；
0.5重量份的Mn；0.5重量份的Zn；0.12重量份的Zr；以及0.1重量份的
Cr。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金的原料包括
高纯Al、Mg、Zn锭、Al-Cu、Al-Si、Al-Mn、Al-3Zr、和Al-Cr。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金的抗拉强度
为635MPa。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金的屈服强度
为606MPa。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金的断裂延伸
率为3.4％。
优选的，在上述的铝合金的形变热处理方法中，所述铝合金的均匀延伸
率为0.4％。
与现有技术相比，本发明的优点在于：
(1)通过合理控制时效处理，在合金基体内预先形成一定性质、尺寸、
形貌、体积分数和数量的析出相，利用其强烈的钉扎位错作用抑制冷挤压变
形过程中发生位错动态回复，从而获得高的挤压形变强化效果；
(2)采用大挤压变形量(挤压比)，促使预时效基体析出相发生挤压变
形诱发溶解而重新形成过饱和固溶体；
(3)在大挤压变形量条件下，晶粒沿着挤压方向严重拉长，造成预时效
形成的连续分布晶界析出相破碎并呈断续分布，并且晶界PFZ宽度变窄或消
失。
附图说明
为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实
施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面
描述中的附图仅仅是本申请中记载的一些实施例，对于本领域普通技术人员
来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1所示为本发明具体实施例中铝合金的形变热处理方法的流程图；
图2所示为本发明不同实施例中6061铝合金的拉伸工程应力-应变曲线
(UA：180℃/2h欠时效，PA：180℃/6h峰值时效，CR75和CR85：75％和85％
压下量冷轧，RA：100℃/48h低温再时效)
图3所示为本发明实施例1和实施例6中铝合金的晶间腐蚀测试后的金
相照片(a对应实施例1；b对应实施例6)。
具体实施方式
本发明通过下列实施例作进一步说明：根据下述实施例，可以更好地理
解本发明。然而，本领域的技术人员容易理解，实施例所描述的具体的物料
比、工艺条件及其结果仅用于说明本发明，而不应当也不会限制权利要求书
中所详细描述的本发明。
参图1所示，本实施例以6061铝合金为原材料，基于常规冷轧变形工艺，
初步研究了“预时效+冷轧变形+再时效”处理对6061铝合金拉伸力学性能和
晶间腐蚀敏感性的影响，实验结果如下：
从图2和表1可以看出，经550℃/1h固溶处理和水淬，以及180℃/2h欠
时效和180℃/6h峰值时效，6061铝合金抗拉强度(UTS)分别为354MPa和
360MPa，屈服强度(YS)分别为327MPa和348MPa，断裂延伸率(Et)分
别为18.2％和13.6％，均匀延伸率(Eu)分别为12％和10％；对于180℃/2h
欠时效试样，经75％或85％压下量冷轧变形后，合金出现显著加工硬化现象，
强度大幅增加而延伸率急剧下降。例如，75％压下量冷轧合金的抗拉强度和屈
服强度分别为520MPa和517MPa，断裂延伸率和均匀延伸率分别为4.5％和
1％；85％压下量冷轧合金的抗拉强度和屈服强度分别为635MPa和606MPa，
断裂延伸率和均匀延伸率分别为3.4％和0.4％。当75％压下量冷轧合金进行
100℃/48h再时效，抗拉强度和屈服强度分别提高至560MPa和542MPa，断
裂延伸率和均匀延伸率也分别回升至8.5％和7％；85％压下量冷轧合金100℃
/48h再时效后，抗拉强度和屈服强度分别增加至656MPa和626MPa，断裂
延伸率和均匀延伸率分别为7.7％和5.3％。
表1 不同实施例中6061铝合金的拉伸性能
Treatment
UTS/MPa
YS/MPa
Et/％
Eu/％
|
实施例1
UA
354
327
18.2
12
实施例2
PA
360
348
13.6
10
实施例3
UA+CR75
520
517
4.5
1
实施例4
UA+CR85
635
606
3.4
0.4
实施例5
UA+CR75+RA
560
542
8.5
7
实施例6
UA+CR85+RA
656
626
7.7
5.4
图3中a和b分别为欠时效(180℃/2h)和欠时效(180℃/2h)+冷轧变
形(85％压下量)+再时效(100℃/48h)的6061铝合金的晶间腐蚀测试后的
金相照片。可以看出，欠时效状态下合金晶间腐蚀深度达280μm(图3a)，
而经过冷轧变形(85％压下量)+再时效(100℃/48h)后，合金晶间腐蚀敏感
性完全消失(图3b)。
从上述拉伸力学性能和晶间腐蚀敏感性的测试结果可以看出，本案提出
的“预时效+冷轧变形+再时效”处理，不仅能在保持良好韧/塑性基础上，大
幅提高时效硬化型6000系铝合金强度，同时，合金不存在晶间腐蚀敏感性；
更为重要的是，新方法所涉及到的固溶、淬火、时效及冷轧等均是铝板常规
生产环节，因此，具有广阔的大规模工业化应用前景。鉴于冷挤压金属材料
的形变强化效果通常要显著高于冷轧变形。
在此，还需要说明的是，为了避免因不必要的细节而模糊了本发明，在
附图中仅仅示出了与根据本发明的方案密切相关的结构和/或处理步骤，而省
略了与本发明关系不大的其他细节。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意
在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者
设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包
括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。