CN103343306B

CN103343306B - 一种显著改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法

Info

Publication number: CN103343306B
Application number: CN201310300924.9A
Authority: CN
Inventors: 侯陇刚; 刘明荔; 史金涛; 崔华; 张济山; 庄林忠
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB; Aluminum Corp of China Ltd
Priority date: 2013-07-17
Filing date: 2013-07-17
Publication date: 2015-10-07
Anticipated expiration: 2033-07-17
Also published as: CN103343306A

Abstract

本发明一种改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法，该方法包括将板材依次进行固溶-淬火或退火处理、低温预冷却、轧制变形及再结晶-时效处理。其中低温预冷却是在-196℃至-50℃的冷却介质中对板材进行低温或超低温冷却处理并使其温度与冷却介质相当；轧制时可对轧辊进行预冷却，道次压下量可为5-30%，总变形量可达90%以上。通过该方法所加工合金板材的再结晶和时效处理的温度、时间均较常规处理工艺明显降低和减少，并显著改善高强铝合金及其他系列铝合金的轧制变形能力和强度。同时现有工业生产用二辊或四辊轧机均可用于本发明所提供的合金加工处理方法中，在提高合金性能的同时显著降低成本，具有极大的工业应用潜力。

Description

一种显著改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法

技术领域

本发明公开了一种显著改善铝合金变形能力和力学性能的处理方法，尤其能够显著改善超高强铝合金的轧制变形能力和拉伸强度，属于金属材料加工领域，特别是铝合金加工领域。

背景技术

工业化生产铝合金板材一般采用DC铸造-热轧-冷轧的工艺，同时结合中间退火或回炉加热处理来保证热轧及冷轧的顺利进行，而不使轧板在轧制过程中发生开裂、边裂等现象，而且热、冷轧制是改善变形加工型铝合金组织、性能的重要步骤。如中国专利CN 101614317、CN 101967615、CN 102828131、CN 101712116等采取热轧或与冷轧相结合的方法来加工变形高强Al-Cu-Mg系、Al-Zn-Mg-Cu系及加工硬化型Al-Mg-Mn系合金为不同规格的合金板材。而且大量商用铝合金中厚板材如AA 2024、AA 5083、AA 5059、AA 7075、AA 7050、AA 7055等均采用热、冷轧制工艺来生产制造，但所获中厚铝合金板的晶粒尺寸也都较为粗大、不均匀，尤其是板材厚向组织分布不均匀直接导致厚向性能差异。这在一定程度上会导致板材服役寿命降低，甚至灾难性事故发生。当然可以通过增加初轧件厚度和单道次压下量等来增加板材的总变形量，从而降低这种差异性，但现有生产装备和技术很难在生产上实现。

由于Al及其合金具有相对较高的层错能，因而会表现出较高的回复速率，加上热冷轧制过程中温度、变形的耦合作用会使铝合金板材轧制过程中回复或再结晶程度增加。虽然提高总应变量或单道次应变量可改善热、冷轧制板材的组织及性能分布的差异性，但同时会引起更高的形变热，进一步促进回复/再结晶过程的进行。因此现有的热、冷轧制生产技术在细化合金组织并改善组织、性能均匀性方面存在很大挑战。当然通过采用大塑性变形技术（如等通径角压制、累积轧制粘接、高压扭转等）能够显著细化金属及合金组织为超细或纳米结构，但受技术本身的限制，其目前仅限于小尺寸坯料的变形加工。

由变形引起的缺陷累积、亚结构形成等是获得组织细化的重要条件，而热、冷轧制过程中由于回复、再结晶的出现使得位错累积、位错胞/位错墙等含量减少，无法提供更有利的组织细化条件，因此尽量抑制或阻碍冷、热轧制变形过程中回复/再结晶的发生对于组织细化具有重要影响。由于回复/再结晶过程与局域原子扩散/迁移密切相关（回复是一个热激活过程），如若能在一定程度上抑制或阻碍局域原子扩散/迁移，那么回复过程就能被抑制且能保留变形缺陷，从而有助于变形累积和总应变量的提高。在这方面，降低温度能显著减弱原子扩散/迁移能力，那么回复过程也就会被抑制或阻碍。因此借助超低温下（如-200^oC至-50^oC）原子扩散能力的减弱来抑制动态回复的发生（即位错交滑移及攀移），促进应变累积和缺陷密度的增加，从而增大后续再结晶驱动力和加速组织细化，这是室/高温变形无法获得的。目前已有将超低温条件用于合金的处理[CN 1169995, CN 100346892C, CN 102936709, US 3568491]、粉体球磨及合金材料的切削[US 3979981, US 5901623]、大塑性变形/锻造等[CN 102534293, CN 101580924, US 5993575]，使金属或合金性能获得改善和提高。同时专利EP 2546373、CN 102051564、CN 102127725、CN 102816910等不同程度利用液氮深冷轧制来优化Al-Mg系合金、铜合金、AZ31镁合金的性能及NiFe合金的冷轧织构等，如Al-Mg系合金、铜合金及NiFe等合金本身较易实现冷变形加工，因而液氮深冷轧制主要目的是实现组织优化和改善性能；AZ31镁合金本身变形能力差，其板材基本采用中温热轧来制备，而专利CN 102127725中也仅对AZ31镁合金实行了5-8 %的液氮深冷轧制变形，并未使其变形能力获得较大改善。近年的研究进展也表明基于坯件超低温冷却的轧制变形能获得具有超细晶/纳米结构的高性能纯金属、合金等，但也都处于实验室研究阶段，所获轧制坯件尺寸也均较小，相关研究离实际应用相差较远。

轧制作为一个重要的材料变形加工技术而与超低温条件的耦合开发应用，对于大规格板坯材料的组织性能优化具有极大吸引力。因此基于超低温和轧制加工开发适宜尺寸较大铝合金坯件且能明显细化组织和提高性能的轧制变形技术对于工业生产和应用具有较大的意义，不仅能很大程度上促进现有汽车和航空用铝合金板材或结构件在性能要求范围内进一步降低其质量，且能降低国内铝合金板材的生产成本，为国家重大民用或军用装备提供了更高性能材料和先进技术保障。

发明内容

本发明的目的在于提供一种利用传统轧机对经超低温环境冷却的轧件进行高变形量的轧制加工，显著改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法。

本发明的技术方案是：改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法，该方法包括以下步骤：

1.1）采用高强铝合金的铸坯或热轧板坯为初始材料，将所述铸坯或热轧板材进行固溶或/和退火软化处理；其中，所述高强铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金或Al-Mg系合金；所述铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金的固溶处理温度为450-490 ℃，处理时间为2-24小时，出炉后水淬；所述Al-Mg系合金的固溶处理温度为490-550 ℃，处理时间为2-24小时，出炉后水淬；所述退火软化处理温度为 200-420 ℃，处理时间为1- 10 小时，出炉后水淬或空冷；

1.2）将经过步骤1.1铸坯或热轧板坯进行表面铣削，将铣削后的铸坯或热轧板坯置于低温或超低温冷却预处理介质中处理10-120分钟后备用，其中，所述冷却预处理介质的温度为-196 ℃至-50 ℃；

1.3）将经过步骤1.2）处理后的所述铸坯或热轧板坯利用轧机进行多道次轧制加工，且每道次轧制前板材均在低温或超低温冷却预处理介质中处理10-60分钟后，得到超高强铝合金板材，其中，轧制过程中每道次变形量为5-30 %，累积轧制变形量达到50-95 %。

进一步，该方法还包括热处理：

将上述步骤处理过的超高强铝合金板材在高温下进行再结晶退火处理，使轧态纤维组织变为再结晶组织，随后对再结晶态板材进行时效强化处理或直接低温时效强化处理。

进一步，所述冷却预处理介质为液氮或液氮-酒精混合液、液氮-丙酮混合液。

进一步，所述轧机为同步或异步轧机。

进一步，所述步骤1.3中经低温或超低温冷却轧制后的铝合金板材在空气中逐渐升温至室温或迅速置于18-25℃的水中升温至室温。

进一步，所述再结晶退火处理温度为430-480 ℃，处理时间为10-120分钟，出炉后水淬。

进一步，所述时效处理采用T6、T73、T76或T77工艺。

进一步，所述直接低温时效处理采用一步或两阶段时效处理。

进一步，所述一步低温时效处理工艺为：在温度为80-130 ℃，处理时间为2-72小时，出炉后水淬或空冷。

进一步，所述两阶段低温时效处理工艺为：第一阶段处理温度为40-70 ℃，处理时间为4-10小时；第二阶段处理温度为70-120℃，处理时间为2-12小时，出炉后水淬或空冷。

进一步，所述两阶段低温时效处理中第一阶段处理完后随炉直接升温至第二阶段处理温度，升温速率为2-10 ℃/min。

本发明所述方法主要通过超低温环境来明显降低板材内原子扩散迁移能力和迅速消耗轧制变形过程中产生的形变热，从而有效抑制轧制过程中动态回复或再结晶的发生，在显著细化组织的同时使位错、位错胞/墙、亚结构等变形缺陷不断累积达到较高密度。而这种位错的不断累积使得高强铝合金的塑性变形能力在微观上不断获得有效支持，从而使高强铝合金在获得较大轧制加工变形量的同时尽可能大的提高其加工强化效果。由于高密度变形缺陷的存在，显著增加了铝合金板材的变形储能，从而增大了后续再结晶驱动力，同时也有效促使直接时效强化处理过程中强化相的析出，即加速所轧制高强铝合金板材的再结晶动力学或时效动力学。通过后续再结晶和时效处理可在保持超低温轧态强度或不显著降低超低温轧态强度的同时改善超低温轧制高强铝合金板材的延伸率。

本发明可显著改善高强铝合金铸坯或热轧板坯的轧制变形加工能力，克服了传统热轧或冷轧过程中的回复再结晶引起的组织粗大、性能较低、轧制过程中板材易发生边裂或开裂等问题，并使高强铝合金及Al-2.3Mg合金板材的力学性能获得较大提高。同时本发明可节约能源，降低板材加工成本，适用于大尺寸高强铝合金中厚、薄板材的轧制变形加工，有助于现有可加工铝合金应用范围的进一步扩大，工业化应用前景可观。

附图说明

图1 固溶态AA 7050合金板材（15 mm）经80 %和~91 %变形量的液氮冷却轧制后的变形组织照片示意图。

图2 经~91 %变形量的液氮冷却轧制态合金室温拉伸工程应力-工程应变曲线。

图3单道次20%压下量进行82.5%的超低温轧制后的室温拉伸工程应力-工程应变曲线。

图4 经~91 %变形量的液氮冷却轧制态合金经475oC再结晶处理不同时间及T6时效处理后室温拉伸工程应力-工程应变曲线。

图5固溶态(a)及CR-91%+475^oC-0.5h再结晶处理后(b,c)的微观组织及EBSD晶粒尺寸统计结果(d)。

图6 经~91 %变形量的液氮冷却轧制态合金分别经80(a)、100(b)、120^oC(c)时效24h处理后室温拉伸工程应力-工程应变曲线。

图7 经~91 %变形量的液氮冷却轧制态合金经80oC不同时间处理后室温拉伸工程应力-工程应变曲线。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明的技术方案做进一步说明。

实施例1：

采用工业生产的AA 7050高强铝合金热轧板为轧制原材料，在475 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶态AA7050合金板材铣削成厚度为15 mm和20 mm、上下表面光洁的预轧板。将15 mm和20 mm厚AA 7050合金板材在室温下进行冷轧变形，道次变形量为10 %。每道次间间隔10-15分钟或一道次冷轧后直接浸入下一道次轧制，即连续冷轧。结果表明15 mm厚AA 7050合金板材经每道次间隔10-15分钟的冷轧变形53%后发生严重的开裂或碎裂，而连续冷轧63 %后也出现较大开裂现象。20 mm厚固溶态AA 7050合金板材经相同工艺参数的室温间隔轧制，变形至51-63 %时板材侧边已出现严重的开裂现象。可见固溶态AA 7050高强铝合金板材很难在室温下获得50-60 %以上的轧制变形加工。

实施例2：

采用工业生产的AA 7050高强铝合金热轧板材为轧制原材料，在475 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶淬火态AA 7050合金板材再在350 ^oC保温处理1小时，出炉水淬。将该状态合金板材铣削成厚度为20 mm、上下表面光洁的预轧板。将铣削好的20 mm厚AA 7050高强铝合金板材浸入液氮中冷却2小时以上，随后以10 %的道次压下量对20 mm厚板进行多道次轧制，总变形量为66 %。每道次轧制前合金板材均浸入液氮冷却15-20分钟。结果发现经350 ^oC-1 h的处理后，20 mm厚AA 7050高强铝合金板材在超低温下轧制66 %后也没有出现开裂或边裂现象。与实施例1和实施例2相比，经固溶和350 ^oC-1 h处理后的合金板材经液氮冷却处理后可获得66 %的轧制变形量，且板材表面无开裂和边裂。因而350 ^oC-1 h的处理使得合金的轧制变形能力获得改善，主要在于350 ^oC-1 h的处理使固溶态AA 7050合金板材发生过时效，从而使合金板材软化、变形抗力降低。

实施例3：

采用工业生产的AA 7050高强铝合金热轧板材为轧制原材料，在475 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶淬火态AA 7050合金板材再在200 ^oC保温处理10小时，出炉水淬。将该状态合金板材铣削成厚度为15 mm、上下表面光洁的预轧板。将铣削好的15 mm厚AA 7050高强铝合金板材浸入液氮中冷却2小时以上，随后以10 %的道次压下量对15 mm厚板进行多道次轧制，总变形量为74 %。每道次轧制前合金板材均浸入液氮冷却20分钟。同时采用相同压下量进行多道次室温间隔轧制，变形量为70 %。结果发现经200 ^oC-10 h处理后，15 mm厚AA 7050高强铝合金板材在室温间隔轧制过程中可获得70 %的轧制变形量（边缘出现开裂现象），轧制变形能力较实施例1和实施例2有所提高；而经液氮冷却处理后可获得74 %的轧制变形量，且没有出现开裂或边裂现象，所得板材质量和轧制变形量均明显优于实施例1。其中室温轧制变形能力的提高与200 ^oC-10 h的过时效处理有关，而液氮冷却处理更进一步提高了合金板材的轧制变形量。由实施例2和实施例3可看出，经350 ^oC-1 h或200 ^oC-10 h的处理后，AA 7050高强铝合金板材的轧制变形能力较固溶态合金板材有明显改善。

实施例4：

采用工业生产的AA 7050高强铝合金热轧板材为轧制原材料，在475 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶态AA7050合金板材铣削成厚度为15 mm和20 mm、上下表面光洁的预轧板。将预轧AA 7050高强铝合金板材浸入液氮中冷却2小时，随后以10 %的道次压下量将合金板材进行多道次轧制，最大变形量为90 %。每道次轧制前合金板材均浸入液氮冷却20-25分钟。结果表明，15 mm和20 mm厚固溶态AA 7050高强铝合金板材经液氮冷却轧制后，可获得50 %以上的轧制变形量，实验所得最大轧制变形量接近91 %。从轧制板材的表面和侧边来看，不同变形量的液氮冷却轧制高强铝合金薄板材的表面均平整无褶皱、无开裂或边裂发生，即使高达~91 %的轧制板材也没有发生开裂。附图1显示经80 %超低温轧制后合金板材中形成了大量变形引起的位错胞和位错墙，经~91 %的超低温轧制变形后，位错密度进一步提高，出现大量由位错组成的位错胞和亚结构。另外，采用每道次接近20 %的压下量也成功地将液氮冷却的20 mm厚固溶态AA 7050高强铝合金板材轧制至3.5 mm，变形量为82.5 %，板材也没有发生开裂或边裂。与实施例1的固溶态AA 7050高强铝合金的室温轧制结果相比，经液氮冷却处理的板材具有更加优异的轧制变形能力，即液氮冷却的超低温轧制变形加工可显著改善AA 7050高强铝合金的轧制变形能力及轧制板材的质量。

实施例5：

采用工业生产的AA 7050高强铝合金热轧板材为轧制原材料，在475 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶态AA7050合金板材铣削成厚度为15 mm、上下表面光洁的预轧板。将预轧AA 7050高强铝合金板材浸入液氮和酒精混合液中冷却2小时，通过调节液氮与酒精的比例将控制温度分别为约-110 ^oC、约-50 ^oC），随后以10 %的道次压下量将合金板材进行多道次轧制，每道次轧制前合金板材均浸入液氮和酒精的混合液中冷却20-25分钟。结果表明，15 mm厚固溶态AA 7050高强铝合金板材经-110^oC的液氮和酒精混合液冷却轧制后，同样可获得50 %以上的轧制变形量，实验所得最大轧制变形量接近85 %。从轧制板材的表面和侧边来看，不同变形量的-110^oC的液氮和酒精混合液冷却轧制高强铝合金薄板材的表面也均平整无褶皱、无开裂或边裂发生。另外，采用-50 ^oC的液氮和酒精混合液冷却轧制高强铝合金板材在轧制至~70 %时出现轻微边裂，继续增加变形边裂程度加剧。同样与实施例1的固溶态AA 7050高强铝合金的室温轧制结果相比，经-110^oC或-50 ^oC的液氮和酒精混合液冷却处理的板材也具有更好的轧制变形能力，即液氮和酒精混合液冷却的超低温轧制变形加工可明显改善AA 7050高强铝合金的轧制变形能力及轧制板材的质量。

实施例6：

高强AA 7050合金属于可时效强化型合金，因而需要对其加工变形态合金进行后续热处理，充分发挥时效析出强化的作用，进一步提高合金强度。初始热轧板T6态的屈服强度和抗拉强度分别为507 MPa和565 MPa，经80 %热轧和再结晶T6处理后二者分别提高至518 MPa和600 MPa，延伸率提高至16.8 %，强度和韧性同时获得优化的原因在于晶粒细化的同时获得大量大角度晶界（CN 102828131）。而经相同变形量的液氮冷却轧制后，屈服强度和抗拉强度分别提高至571 MPa和624 MPa，相应的延伸率降低至7 %，进一步增加变形量至~ 91%，屈服强度和抗拉强度达到602-604 MPa和651-654 MPa，较初始热轧板T6态分别提高17.8 %和15.2 %，但延伸率已降低至5.7-6.8 %（如表1所示），其典型室温拉伸曲线如图1所示。另外，以~20%的道次压下量使合金板材获得82.5%的液氮冷却轧制后的屈服强度达到624-626 MPa，抗拉强度高达676-682MPa，同时延伸率为7.5-8.5%（典型室温拉伸曲线如图3所示），其较~ 91%液氮变形态合金（10%道次压下量）的强度更优。可见，经液氮冷却轧制后AA 7050铝合金板材的室温力学性能较其初始态显著提高，特别是高的单道次压下量更有益于室温力学性能的提升。

实施例7：

高强AA 7050铝合金属于时效强化型合金，因而一定的时效热处理能够改善其内部组织和力学性能。于是对~91%液氮冷却轧制AA 7050合金板材进行了475 ^oC的再结晶处理和T6时效处理（120 ^oC时效24小时）。经475 ^oC-0.5小时再结晶加T6处理后，其室温力学性能明显降低，尤其屈服强度仅有498MPa，低于初始热轧板T6态的屈服强度，但抗拉强度和延伸率均优于初始热轧板T6态。经475 ^oC-2小时再结晶加T6时效处理后的室温屈服和抗拉强度均较初始热轧板T6态显著降低，而且低于Alcoa公布的AA 7050-T7651态合金板材的性能，但延伸率却较初始热轧板T6态和AA 7050-T7651态提高很多。经再结晶及T6时效处理后室温拉伸应力-应变曲线如图4所示。通过对金相及电子背散射衍射分析发现固溶态AA 7050铝合金中粗大晶粒经90%液氮冷却轧制及475 ^oC-0.5小时再结晶处理后已显著细化，晶粒尺寸统计结果显示晶粒尺寸基本小于60 μm，大多处于10-20 μm之间，如图5所示。而经475 ^oC-2小时再结晶处理后的晶粒尺寸较475 ^oC-0.5小时再结晶处理的发生长大，因而其性能相对较低。可见，经过大变形量的超低温轧制后，需要对常规的再结晶处理工艺进行优化改进，以满足液氮冷却轧制AA 7050合金的热处理要求。

实施例8:

为挖掘超低温轧制AA 7050合金的时效强化能力或效果，采取直接对~91 %液氮冷却轧制AA 7050高强铝合金板材进行时效处理。经80 ^oC-24 h直接时效处理后，合金的屈服即抗拉强度均有所降低，但其延伸率却达12.4%；继续延长时效时间至48h和72h，合金的屈服即抗拉强度较时效24h有所提高，但均小于液氮冷却轧制态合金的强度，而延伸率获得改善。可见，合金的强度随80 ^oC时效时间增加而提高，相对80 ^oC-24 h时效态合金表现出一定的时效强化性。增加直接时效温度至100^oC并时效24h，合金的屈服强度接近液氮冷却轧制态合金的屈服强度，为601MPa，延伸率为7.2%，较液氮冷却轧制态合金有所提高。经120 ^oC-24 h处理后，屈服和抗拉强度均较液氮冷却轧制态及80^oC时效态降低，但其强度仍优于80%热轧态AA 7050合金。由此可知120 ^oC-24 h处理已使液氮冷却轧制态AA 7050铝合金处于过时效状态，消弱了析出强化能力，因而其不适用于液氮冷却轧制态AA 7050铝合金的处理。由于液氮冷却轧制使得AA 7050铝合金合金中储存了高密度的变形缺陷或变形能，其在一定程度上会加速回复或再结晶过程，同时有助于直接时效过程中MgZn₂强化相的析出。虽然80 ^oC、100 ^oC的时效处理引起部分回复，但析出相的强化作用弥补了由于回复而损失的强度吗，同时回复的进行对于延伸率的提高有帮助。80^oC、100 ^oC及120 ^oC时效态合金的室温拉伸应力-应变曲线如图6、图7所示，部分曲线进行了两次测试。

表1 AA 7050合金板材经不同轧制变形和热处理后的室温拉伸力学性能

轧制	热处理	YS	UTS	EL
					初始热轧板	T6	507	565	11.6
80 %热轧*	T6	518	600	16.8
					80 %液氮冷却轧制	No	571	624	7
82.5%液氮冷却轧制	No	624-626	676-682	7.5-8.5
						No	602-604	651-654	5.7-6.8
	80^oC-24h	583	639	12.4
						80^oC-48h	589	642	9
	80^oC-72h	591	650	12
					~91 %液氮冷却轧制	100^oC-24h	601	636	7.2
	120^oC-24h	570-573	601-606	4.5-7.2
						475^oC-0.5h+T6	498	590	12.2
	475^oC-2h+T6	414	508	16.6
						PA	647	693	5.6
AA 7050-T7651*		455	524	8

（*说明：80%热轧板材的性能数据取自专利CN 102828131；82.5%液氮冷却轧制的道次压下量为20%，其余均为10%；AA 7050-T7651态性能数据取自Alcoa公司的产品手册。YS=屈服强度，UTS=抗拉强度，单位为MPa；EL=延伸率，单位%）

从以上结果来看直接时效并没有使液氮冷却轧制态AA 7050铝合金实现析出强化，于是进一步探索了两阶段低温时效处理（PA处理），即50 ^oC-5 h+80 ^oC-9 h。从表1可见经PA处理后，经~91 %液氮冷却轧制的AA 7050高强铝合金板材的屈服和抗拉强度分别增加至647 MPa和693 MPa，较其轧态合金均分别提高40 MPa以上，附图1所示大量位错、位错胞和亚结构的出现是其强度显著提高的关键因素。与初始热轧板的T6态相比，屈服和抗拉强度分别提高27.6 %和22.7 %。由此可见，新的两阶段低温时效处理可显著提高液氮冷却轧制态AA 7050合金板材的室温性能，当然对于不同变形量的液氮冷却轧制态AA 7050合金板材需要探索新的两阶段时效温度和时间。

实施例9

采用Al-2.3Mg铝合金热轧板材为轧制原材料，在540 ^oC固溶处理2小时后水淬，将固溶态Al-2.3Mg合金板材铣削成厚度为15 mm和20 mm、上下表面光洁的预轧板。将预轧Al-2.3Mg铝合金板材浸入液氮中冷却2小时，随后以10 %或20%的道次压下量将合金板材进行多道次轧制，最大变形量为95 %。每道次轧制前合金板材均浸入液氮冷却20-25分钟。由于Al-2.3Mg合金含量较低，故其室温及超低温变形能力均很好，轧后板材均平整、无边裂和褶皱。对不同轧制变形态Al-2.3Mg合金板材的室温拉伸性能进行测试，结果如表2所示。随室温或超低温轧制变形量的增加，合金的UTS、YS均逐渐提高，而延伸率较初始态均显著降低；单道次变形量由10%提高至20%后，相同轧制变形量下的强度较单道次10%的高，如表中90%轧制变形量的性能，特别是20%道次变形量的液氮冷却轧制板材的YS高于AA 5059-H131态的YS和AA 5083-H131态的UTS，具有接近7%的延伸率；室温异步轧制板材的性能高于室温同步轧制板材，但同变形量下的液氮冷却轧制板材的YS甚至UTS高于异步轧制板材。可见，液氮冷却轧制能够较大幅度提高Al-2.3Mg变形铝合金的YS和UTS，对于形同Al-Mg系变形合金具有极大应用价值。

表2 不同轧制态Al-2.3Mg合金的室温力学性能

（*说明：初始热轧板的力学性能为板材固溶态性能；AA 5083-H131和AA 5059-H131态性能数据取自Alcoa公司的产品手册。YS=屈服强度，UTS=抗拉强度，单位为MPa；EL=延伸率，单位%）

同时，将预轧Al-2.3Mg铝合金板材浸入液氮和酒精混合液中冷却2小时，通过调节液氮与酒精的比例将控制温度分别为约-110 ^oC、约-50 ^oC），随后以10 %和20 %的道次压下量将合金板材进行多道次轧制，每道次轧制前合金板材均浸入液氮和酒精的混合液中冷却20-25分钟。结果表明，固溶态Al-2.3Mg铝合金板材经-110^oC的液氮和酒精混合液冷却轧制后，同样可获得80 %以上的轧制变形，且所轧合金薄板材表面平整无褶皱、无边裂。而且采用-50 ^oC的液氮和酒精混合液冷却轧制Al-2.3Mg铝合金板材也能获得高的轧制变形量。

高强Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的性能改善主要通过加工变形和热处理来实现，而传统的热轧或冷轧加工均不能使高强Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的性能获得明显改善或优化，主要由于热轧会导致回复和再结晶发生，而冷轧又不能获得较大的加工变形量，容易使板材开裂。本发明提供的液氮冷却高强Al-Zn-Mg-Cu系合金板材的超低温轧制方法可显著改善该系合金的加工变形能力，使其由传统的较难加工变形变为能获得大变形量的易变形合金，其中超低温冷却的作用明显。从本发明中仅以AA 7050高强铝合金及Al-2.3Mg合金为应用举例，但本发明不限于AA 7050高强铝合金及Al-2.3Mg铝合金，其他Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金及Al-Mg系合金也均使用。同时如2×××、6×××及8×××系等铝合金也均可采用本发明提供的超低温轧制工艺进行合金板材的轧制变形和性能优化。

实施例2-9所述仅为本发明中较好的具体实施案例，但本发明的保护范围并局限于此。本发明的保护范围应以权利要求书的保护范围为准，对于本技术领域技术人员在不脱离本发明原理的前提下所进行的改进和修饰也均落入本发明权力要求的保护范围内。

Claims

1.一种改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

步骤1.1）采用高强铝合金的铸坯或热轧板坯为初始材料，将所述铸坯或热轧板材进行固溶或/和退火软化处理；其中，所述高强铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金或Al-Mg系合金；所述铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金的固溶处理温度为450-490℃，处理时间为2-24小时，出炉后水淬；所述Al-Mg系合金的固溶处理温度为490-550℃，处理时间为2-24小时，出炉后水淬；所述退火软化处理温度为200-420℃，处理时间为1-10小时，出炉后水淬或空冷；

步骤1.2）将经过步骤1.1）处理后的铸坯或热轧板坯进行表面铣削，将铣削后的铸坯或热轧板坯置于低温或超低温冷却预处理介质中处理10-120分钟后备用，其中，所述冷却预处理介质的温度为-196℃至-50℃；

步骤1.3）将经过步骤1.2）处理后的所述铸坯或热轧板坯利用同步或异步轧机进行多道次轧制加工，且每道次轧制前板材均经低温或超低温冷却预处理介质中处理10-60分钟后，得到超高强铝合金板材，其中，轧制过程中每道次变形量为5-30 %，累积轧制变形量达到50-95 %；

步骤1.4）将经上述步骤处理过的超高强铝合金板材在高温下进行再结晶退火处理，使轧态纤维组织变为再结晶组织，随后对再结晶态板材进行时效强化处理或直接低温时效强化处理；所述再结晶退火处理温度为430-480 ℃，处理时间为10-120分钟，出炉后水淬；所述直接低温时效处理采用一步或两阶段时效处理；所述一步低温时效处理工艺为：在温度为80-130 ℃，处理时间为2-72小时，出炉后水淬或空冷；所述两阶段低温时效处理工艺为：第一阶段处理温度为40-70 ℃，处理时间为4-10小时；

第二阶段处理温度为70-120℃，处理时间为2-12小时，出炉后水淬或空冷；所述两阶段低温时效处理中第一阶段处理完后随炉直接升温至第二阶段处理温度，升温速率为2-10 ℃/min。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于,所述冷却预处理介质为液氮或液氮-酒精混合液、液氮-丙酮混合液。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤1.3）中经低温或超低温冷却轧制后的铝合金板材在空气中逐渐升温至室温或迅速置于18-25℃的水中升温至室温。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述时效处理采用T6、T73、T76或T77工艺。