一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺

摘要

一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，对铝合金型材进行双级强化固溶处理后，依次进行三级人工时效。双级强化固溶处理，首先可溶解部分易溶相，降低合金的变形储能，消除大部分组织内应力，抑制后续的再结晶及晶粒粗大；随后，进一步溶解组织中的第二相及难溶相，提高合金淬火后的过饱和度。三级时效处理，间断传统的单级时效，使合金兼备晶内析出相弥散细小、晶界析出相孤立、不连续的组织特征，截断晶间腐蚀通道，提高合金的耐腐蚀性能，与传统工艺相比，本发明在塑性不降低的前提下，使铝合金型材的强度提高15％以上，且耐腐蚀性能也有明显改善，工艺简单易行，便于工业化生产；特别适用于轨道交通用铝合金空心挤压型材的热处理强化。

说明书

技术领域

本发明涉及一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，属于铝合金材料热处理技术领 域，具体涉及一种Al–Zn–Mg系变形铝合金挤压型材的热处理工艺。

背景技术

Al–Zn–Mg系变形铝合金，由于其强度高、塑性好、可焊接及热处理强化，因而被用来 挤压成型材，制作高强度、高韧性的焊接结构受力件，如轨道交通车辆的牵引梁、车架枕梁、 大型热交换器部件等。还可以制作体育自行车、网球拍和垒球棒。因而质量要求苛刻。

Al–Zn–Mg系变形铝合金，虽作为7xxx系铝合金大家族中的一员，但终究 由于合金化程度较低而强度不足，且该系合金与该家族其他合金一样，在潮湿 环境或工业废气中存在一定的腐蚀敏感性。在过去很长一段时间，人们大都采 用传统的单级时效(T6峰时效)对合金进行热处理强化；同时为了提高耐蚀性， 改用多级时效进行处理，但都会导致合金的强度的下降。大量报道称复杂的回 归再时效处理(RRA，先进行T6处理，后在高温下进行回归处理，再进行T6处 理)能在强度不下降的前提下，改善7xxx系铝合金的耐蚀性。然而，该制度中 回归处理却因高温短时间特点不适用于大截面、厚件的热处理。目前已报道的 文献中，未见相关热处理工艺能使厚壁铝合金空心挤压型材的强度突破400 MPa，且仍具备优异的延展性与耐蚀性。厚壁铝合金空心挤压型材的综合性能有 待进一步提高。

发明内容

本发明的目的在于针对上述的不足，提供了一种厚壁铝合金空心挤压型材的多级热处理 工艺，充分挖掘并提高该系合金的潜能。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，包括下述步骤：

第一步：将厚壁铝合金空心挤压型材加热至390～440℃进行一级固溶保温后，继续升温 至475～490℃进行二级固溶保温，出炉，强制冷却至室温；优选的一级固溶温度为395-435 ℃，更优选的一级固溶温度为400-430℃；优选的二级固溶温度为480-490℃，更优选的二级 固溶温度为485-490℃；

第二步：将第一步处理后的型材依次进行三级人工时效；

一级人工时效温度100～130℃，优选的温度为105-125℃，更优选的温度为110-120℃； 冷却方式：强制冷却至室温；

二级人工时效温度50～80℃，优选的温度为60-70℃，更优选的温度为65-70℃；冷却方 式：自然空冷至室温；

三级人工时效温度100～130℃，优选的温度为105-125℃，更优选的温度为110-120℃； 冷却方式：自然空冷至室温。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，

一级固溶保温时间5～10h；优选的保温时间为5-9h，更优选的保温时间为5-8h；

二级固溶保温时间1.5～2h；优选的保温时间为1.6-1.8h，更优选的保温时间为1.7-1.8h；

一级人工时效保温时间20～90min；优选的保温时间为30-90min，更优选的保温时间为 40-90min；

二级人工时效保温时间5～14天；优选的保温时间为6-12天，更优选的保温时间为7-10 天；

三级人工时效保温时间28～72h；优选的保温时间为30-60h，更优选的保温时间为 40-48h；。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，

二级固溶后以及一级人工时效后的强制冷却速度≥100℃/min。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，

二级固溶后以及一级人工时效后的强制冷却速度为100-120℃/min。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，所述强制冷却采用风冷。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，二级固溶后，控制型材在10～30s 内进入强制冷却工序；一级人工时效后，控制型材在20～60s进入强制冷却工序。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，二级固溶的加热速度为50～80℃/ h；一级人工时效、二级人工时效、三级人工时效的加热速度为80～100℃/h。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，所述厚壁铝合金空心挤压型材的壁 厚≥7.5mm，型材的横截面选自多边形、圆形、椭圆形中的一种。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，所述厚壁铝合金空心挤压型材的壁 厚为7.5～18mm。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，所述的热处理工艺过程按顺序依次 进行，不可调换。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，对厚壁铝合金空心挤压型材表面进 行打磨，去除表面的氧化层及脏物，并用有机溶剂清洗后，进行固溶处理。

本发明一种厚壁铝合金空心挤压型材的热处理工艺，所述的厚壁铝合金空心挤压型材以 质量百分比计包括下述组分：

Zn3.5～3.8，

Mg1.2～1.5，

Cu0.08～0.10，

Fe0.06～0.10，

Si0.10～0.15，

Mn0.30～0.35，

Cr0.18～0.22，

Zr0.10～0.15，

Ti0.04～0.06，

V0.01～0.03，其他杂质元素合计≤0.20；余量为Al。

本发明的机理如下：

本发明采用了双级强化固溶处理，即先在低于合金再结晶温度下进行一段时间的保温， 既可以溶解一部分易溶相，也可降低合金的变形储能，消除大部分组织内应力，抑制后续的 再结晶及晶粒粗大；而后在略低于合金的固相线温度下进行固溶保温，可进一步溶解组织中 的第二相及难溶相，提高合金淬火后的过饱和度。本发明在时效阶段，间断了传统的单级时 效制度，即在时效温度下先进行较短时间的预时效，为后续时效作组织准备；然后在较低的 温度下(约0.45～0.6T_时效)进行二次时效，由于具有较高的过冷度及析出驱动力，合金内部 普遍脱溶析出，形核位置更多、尺寸更细小，在晶界与晶内均析出弥散细小的相质点；最后 又恢复至单级时效制度，晶内的析出相缓慢长大，晶界上的析出相聚集粗化，最终使合金兼 备了晶内析出相弥散细小、晶界析出相孤立、不连续的组织特征，从而截断晶间腐蚀通道， 提高了合金的耐腐蚀性能，同时由于合金的强度主要有晶内析出相的数量、分布和尺寸影响， 晶界析出相的形态对强度的影响较小，本发明由于采用三级时效工艺，前两级的预时效和低 温长时间时效，使合金中析出相的形核位置增加，最终时效后可形成更多的强化相，而合金 中用于形成析出相的元素(锌元素)数量有限，形核位置增多，可使最终时效后形成的强化 相尺寸减小，因此最终合金的晶内析出相数量多，尺寸小，可使合金具有更高强度。本发明 中第二级和第三级的长时间时效工艺，特别适合于厚壁型材的热处理，通常情况下，对于7xxx 系铝合金要保持高强度的同时提高腐蚀性能需要采用回归再时效(RRA)热处理，但是RRA 热处理工艺中高温短时的回归热处理过程，对于厚壁型材来说，可能存在热不透和受热不均 的缺点，因此RRA热处理制度对于厚壁型材来说存在缺陷，本发明长时间的时效过程，保证 了材料各部位加热均匀，对最终强化相的析出调控性更好。

与传统热处理技术相比，本发明具有下列特点和有益效果：

1、本发明的实施只需常规的热处理设备，流程简单易行、安全可靠，适用于处理各类可 热处理强化型铝合金变形件；

2、本发明可以看作是一种新型三级时效工艺，即间断了传统的单级时效制度，亦有初时 效、二次时效及再时效三个阶段；

3、与7xxx系铝合金的RRA处理相比，本发明第二阶段的时效由于其低温长时间的特点 克服了大截面、厚件的难热处理的缺点，避免了大截面、厚件热处理后心部与表面组织的不 均匀性；

4、本发明最明显的有益效果：通过本发明所述的热处理工艺能使厚壁铝合金空心挤压型 材的屈服强度≥380MPa，抗拉强度≥445MPa，延伸率≥13.60％。与传统热处理工艺相比，本发 明方案在塑性不降低的前提下，使厚壁铝合金空心挤压型材的强度提高15％以上，且耐腐蚀 性能也有明显改善。

附图说明

附图1为本发明实施例与对比例中轨道交通用铝合金空心挤压型材沿挤压方向上的常 温拉伸σ-ε曲线。

附图2为本发明对比例中轨道交通用铝合金试样在剥落腐蚀溶液中浸泡48h后的表面 形貌。

附图3为本发明实施例3中轨道交通用铝合金试样在剥落腐蚀溶液中浸泡48h后的表 面形貌。

附图4为本发明热处理工艺路线图。

图1中：数字1表示对比例，2～4分别表示实施例1～3。

由图1可见，采用本发明所述的热处理工艺可使轨道交通用铝合金空心挤压型材的强度 提高15％以上，且延伸率亦略有上升。

由图2可见，该条件下轨道交通用铝合金试样的剥落腐蚀敏感性大，腐蚀等级为EC+。

由图3可见，该条件下轨道交通用铝合金试样的剥落腐蚀敏感性较对比例中的小，腐蚀 等级为EA。

具体实施方式

下面给出的实施例对本发明作进一步说明，但不能理解为是对本发明保护范围的限制， 该领域的技术人员根据上述本发明内容做出的一些非本质的改进和调整，仍属于本发明的保 护范围。

对比例与实施例中轨道交通用铝合金空心挤压型材沿挤压方向上的力学性能参考 GB/T228.1-2010标准《金属材料拉伸试验室温试验方法》，在微机控制电子万能实验机上进行 常温拉伸试验；参考GB/T22639—2008标准《铝合金加工产品的剥落腐蚀试验方法》进行剥 落腐蚀试验。

对比例：

本对比例将成分(wt.％)为：Zn3.5～3.8；Mg1.2～1.5；Cu0.08～0.10；Fe0.06～0.10； Si0.10～0.15；Mn0.30～0.35；Cr0.18～0.22；Zr0.10～0.15；Ti0.04～0.06；V0.01～0.03； 其他杂质元素合计≤0.20；余量为Al的轨道交通用铝合金空心挤压型材装炉升温至470℃保 温2h，升温时间为2h，而后出炉，强风冷却至室温。再在120℃保温42h，升温时间为1h， 而后出炉，自然空冷。沿着型材挤压方向切取拉伸试样，测得合金的常温拉伸性能，并进行 剥落腐蚀试验。

如图1中1#曲线所示，合金的屈服强度为382.8MPa，抗拉强度为305.1MPa，延伸率为 13.9％；如图2所示，合金试样表面有严重的分层，剥蚀程度较大，等级为EC+。

实施例1：

本实施例将成分(wt.％)为：Zn3.5～3.8；Mg1.2～1.5；Cu0.08～0.10；Fe0.06～0.10； Si0.10～0.15；Mn0.30～0.35；Cr0.18～0.22；Zr0.10～0.15；Ti0.04～0.06；V0.01～0.03； 其他杂质元素合计≤0.20；余量为Al的轨道交通用铝合金空心挤压型材装炉升温至430℃保 温5h，继续加热至480℃保温2h，升温时间为45min，而后出炉，强风冷却至室温；在120 ℃人工时效40min后，出炉强风冷却至室温；在65℃人工时效7天后，出炉自然空冷；再在 120℃人工时效40h，升温时间为1h10min，而后出炉，自然空冷。沿着型材挤压方向切取 拉伸试样，测得合金的常温拉伸性能。

如图1中2#曲线所示，合金的强度有明显上升，塑性也有所提高，合金的屈服强度为381.4 MPa，抗拉强度为445.7MPa，延伸率为15.2％，剥落腐蚀等级为EA。

实施例2：

本实施例将成分(wt.％)为：Zn3.5～3.8；Mg1.2～1.5；Cu0.08～0.10；Fe0.06～0.10； Si0.10～0.15；Mn0.30～0.35；Cr0.18～0.22；Zr0.10～0.15；Ti0.04～0.06；V0.01～0.03； 其他杂质元素合计≤0.20；余量为Al的轨道交通用铝合金空心挤压型材装炉升温至420℃保 温5h，继续加热至480℃保温2h，升温时间为50min，而后出炉，强风冷却至室温；在115 ℃人工时效90min后，出炉强风冷却至室温；在70℃人工时效7天后，出炉自然空冷；再 在115℃人工时效48h，升温时间为1h，而后出炉，自然空冷。沿着型材挤压方向切取拉伸 试样，测得合金的常温拉伸性能。

如图1中3#曲线所示，合金的屈服强度为383.0MPa，抗拉强度为453.0MPa，延伸率为 14.1％，剥落腐蚀等级为EA。

实施例3：

本实施例将成分(wt.％)为：Zn3.5～3.8；Mg1.2～1.5；Cu0.08～0.10；Fe0.06～0.10； Si0.10～0.15；Mn0.30～0.35；Cr0.18～0.22；Zr0.10～0.15；Ti0.04～0.06；V0.01～0.03； 其他杂质元素合计≤0.20；余量为Al的轨道交通用铝合金空心挤压型材装炉升温至400℃保 温8h，继续加热至490℃保温1.5h，升温时间为1.5h，而后出炉，强风冷却至室温；在120 ℃人工时效60min后，出炉强风冷却至室温；在65℃人工时效10天后，出炉自然空冷；再 在120℃人工时效42h，升温时间为1h15min，而后出炉，自然空冷。沿着型材挤压方向切 取拉伸试样，测得合金的常温拉伸性能，并进行剥落腐蚀试验。

如图1中4#曲线所示，合金的屈服强度为389.7MPa，抗拉强度为451.3MPa，延伸率为 13.6％；如图3所示，合金试样表面有轻微的分层，剥蚀程度较对比例中的小，腐蚀等级为 EA。

从以上实施例得到的合金性能参数可知，本发明处理后的厚壁铝合金的屈服强度 ≥380MPa，抗拉强度≥445MPa，延伸率≥13.60％，剥落腐蚀试验等级为EA；对比例处理的合 金屈服强度为382.8MPa，抗拉强度为305.1MPa，延伸率为13.9％，剥落腐蚀试验等级为 EC+；本发明热处理工艺与对比例或现有技术相比，采用本发明热处理工艺处理后的厚壁铝 合金，在塑性不降低的前提下，强度提高15％以上，剥落腐蚀等级提高两个级别。

本发明内容及上述实施例中未具体叙述的技术内容同现有的技术。

本发明不限于上述实施例，本发明所述内容均可实施并具有所述良好效果。