CN105331858A - 高强高韧超细晶铝合金的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于金属及合金的制备技术领域，提供了一种高强高韧超细晶铝合金的制备方法，该方法先将铝合金进行铸造形成铸态坯料，再将铸态坯料车削成等通道转角挤压型材后进行均匀化处理和固然淬火处理；随后将所述固然淬火处理后的型材立即在室温~300°C下进行等通道转角挤压动态时效处理1~8道次。本发明通过不同温度下等通道转角挤压动态时效，合金的晶粒尺寸明显细化，纳米时效析出相的形态和分布更加合理，从而使合金的强度大幅度提高，同时具备优良的塑韧性。

Description

高强高韧超细晶铝合金的制备方法

技术领域

本发明属于金属及合金的制备技术领域，涉及一种高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法。

背景技术

6000系Al-Mg-Si-(Cu)铝合金是现代工业中应用最广泛的可热处理强化铝合金，该类合金成形性好，焊接性能和抗蚀性较好，可快速强化，广泛应用于航空航天、船舶、交通运输、建筑装饰、容器包装、机械制造、电力工业等领域；但随着工业的快速发展，现有技术中6000系Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的强度和塑韧性等力学性能已不能满足实际应用，迫切需要提高合金的综合力学性能，如使用最广泛的6061、6063等铝合金，经固然时效处理后，抗拉强度σ _b都不超过320MPa，相比7000系铝合金其强度较低，且伸长率δ在12%左右，塑韧性仍有待提高。

目前，同时提高6000系Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的强度和塑韧性已经成为国内外研究开发的热点，例如国内公开号为CN103993208A的发明专利“一种Al-Mg-Si-Cu-Mn-Er合金材料及其制备方法”，获得了抗拉强度σ _b超过388MPa，伸长率δ大于24%的6000系铝合金，但是，该合金的力学性能要通过快速凝固技术才能得到，而且合金中含有稀土Er，使得合金的制备困难，成本较高，因而限制了合金的应用范围；再如国内公开号为CN103993209A的发明专利“稀土Sc微合金化的Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法”，获得了抗拉强度σ _b达到396MPa，伸长率δ达到30%的6000系铝合金，但是，该方法需要真空熔炼Al-Sc中间合金且需加入贵重的稀土Er，同样提高了成本，应用范围有限。

衡量金属材料塑韧性高低最简单的方法是测定其断后伸长率δ，但是均匀伸长率δ _u比通常的断后伸长率δ更能真实地反映材料的塑韧性，均匀伸长率δ _u为材料在拉伸变形过程中产生不均匀塑性变形(即塑性失稳)时的应变量，在拉伸曲线上，均匀伸长率为最大应力所对应的应变量，即试样开始产生缩颈时的应变量(Adv.Eng.Mater.12(2010)769-778)，根据均匀伸长率的概念，均匀伸长率δ _u通常远小于断后伸长率δ。

提高6000系Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的强度，可通过大塑性变形(SPD)实现，如等通道转角挤压(ECAP)，高压扭转(HPT)，表面机械研磨(SMAT)和动态塑性变形(DPD)等，这些大塑性变形方法可使合金的晶粒尺寸明显细化，因而提高了合金的强度，但是，大多数SPD合金在强度提高的同时，塑韧性急剧下降，均匀伸长率δ _u低于5%甚至接近于零(Adv.Eng.Mater.12(2010)769-778)；例如，沙刚等用室温HPT的方法，获得的AA6060铝合金的屈服强度σ _0.2达475MPa，但均匀伸长率仅为0.8%(ActaMater.63(2014)169-179)；Valiev等用HPT制备的6061铝合金的屈服强度σ _0.2高达660MPa，是目前获得的强度最高的6000系铝合金，但其均匀伸长率几乎为零(Phil.Mag.Lett.88(2008)459-466)；而且，沙刚和Valiev等用HPT方法制备的6000系铝合金材料尺寸很小(直径20mm，厚度1mm)，很难实现工业应用。

动态时效(dynamicaging)技术是指合金在一定温度下进行大塑性变形过程中因塑性变形促使大量时效析出相从基体中弥散析出而产生动态时效强化的一种技术(Mater.Sci.Eng.A585(2013)165-173)，与通常时效处理(即静态时效-staticaging)相比，动态时效过程仅需十几秒到几十秒，时间很短，因而效率高成本低。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的不足，针对现有Al-Mg-Si-(Cu)铝合金强度和韧性较低的问题，提供高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的新型制备方法，通过适当的热处理和不同温度下等通道转角挤压动态时效相结合，细化Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的晶粒，控制纳米尺度时效析出相β"的数量、形态和分布及其与位错的交互作用，从而使合金的强度大幅度提高，同时具备良好的塑韧性，扩大了Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的应用范围，该方法不仅可以用于大规模生产高强高韧铝合金，而且相比现有的制备方法制造成本更低。

为实现上述发明目的，本发明采用如下技术方案。

本发明的成分配方为(重量百分比wt.%)：

1.所述6000系Al-Mg-Si铝合金，包含的各成分及其重量百分比为：0.8-1.2%Mg，0.4-1.0%Si，0.15-0.8%Mn，其余为Al和杂质元素，所述杂质元素为：Cr<0.3%，Fe<0.5%，Zn<0.2%，Ti<0.1%。

2.所述6000系Al-Mg-Si-Cu铝合金，包含的各成分及其重量百分比为：0.8-1.2%Mg，0.4-1.0%Si，0.6-1.1%Cu，0.15-0.8%Mn，其余为Al和杂质元素，所述杂质元素为：Cr<0.3%，Fe<0.5%，Zn<0.2%，Ti<0.1%。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的新型制备方法，包括下述步骤：

第一步：制备铸态坯料和等通道转角挤压型材

按上述设计的Al-Mg-Si铝合金或Al-Mg-Si-Cu铝合金成分配方添加合金各组分，加热至720～750°C熔炼，除杂除气后静置10～20分钟，浇注成直径为130mm的圆形坯料，得到Al-Mg-Si-(Cu)铝合金铸态坯料，将铸态坯料车削成等通道转角挤压所需相应尺寸的型材。

等通道转角挤压型材最小尺寸为20×20×100mm，最大尺寸为100×100×350mm。

第二步：均匀化处理

将上述等通道转角挤压型材进行均匀化处理，均匀化处理工艺为：以10～30°C/分钟的升温速度加热到460～560°C，保温12～36小时后，随炉冷却到室温，得到均匀化处理后的型材。

第三步：固溶淬火处理

将上述均匀化处理的型材进行固溶淬火处理，固溶淬火处理工艺为：温度520~560°C，保温时间0.5~3h，室温水淬。

第四步：等通道转角挤压动态时效

将上述固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为室温~300°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压1~8道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为0.1~5mm·s^-1。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的新型制备方法，所述浇注铸态坯料是将合金熔体采用直接水冷半连续铸造(DCcasting)工艺成型。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的新型制备方法，将等通道转角挤压模具加热到等通道转角挤压动态时效的温度保温，第1道次挤压保温10min后开始。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，所述经等通道转角挤压1~8道次，相应的总有效应变是0.9～5.4。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，所制备的合金平均晶粒尺寸是190～260nm。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，所制备的合金室温抗拉强度σ _b为326~459MPa，屈服强度σ _0.2为295~433MPa，断后伸长率δ为15～22%，均匀伸长率δ _u为11～20%。

本发明的优选技术方案如下(其它方案同上)。

均匀化处理优选的技术方案为：500～520°C×24～36h。

固溶淬火处理优选的技术方案为：530～550°C×1～2h。

等通道转角挤压动态时效优选的技术方案为：挤压温度为室温~110°C，挤压道次为2~4道次，挤压速度为0.1~5mm·s^-1；对于Al-Mg-Si铝合金，挤压温度最好为110°C，对于Al-Mg-Si-Cu铝合金，挤压温度最好为室温，室温为0-30°C。

本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，优选方案下所制备的合金，平均晶粒尺寸是191～225nm，室温抗拉强度σ _b为430~459MPa，屈服强度σ _0.2为403~433MPa，断后伸长率δ为15～22%，均匀伸长率δ _u为11～20%。

下面对本发明做进一步的解释和说明：

本发明的原理是：

本发明提供的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，其强化机制与传统方法差别很大。

传统方法制备的Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的强化机制主要是析出相强化，即固溶淬火后进行时效处理，过饱和固溶体发生分解，析出相均匀形核并随时效时间延长而逐渐长大，对于传统方法，主要是通过时效处理工艺调控纳米时效析出相的析出程度来获得不同强度和塑韧性的6000系铝合金。

本发明的方法(附图1)，既存在传统方法的析出相强化，还存在细晶强化和位错强化等强化机制，而且纳米时效析出相与位错的交互作用可以同时提高合金的塑韧性；通过适当的热处理和不同温度下等通道转角挤压(ECAP)动态时效相结合，使铝合金的晶粒明显细化，从而通过细晶强化提高合金的强度(附图2和图3)；同时，等通道转角挤压后合金产生很大的塑性变形，总有效应变高达0.9～5.4，位错密度明显增加，合金的强度通过位错强化或应变强化进一步提高(附图4)；而且，等通道转角挤压动态时效过程中纳米时效析出相β"与位错的交互作用(附图4)，可以改善位错在晶粒内部被俘获和塞积的能力，从而可同时提高合金的塑韧性；与传统的时效处理相比，等通道转角挤压动态时效过程中纳米时效析出相β"与位错的交互作用，促进了纳米时效析出相的析出，因而，等通道转角挤压动态时效过程仅需十几秒到几十秒，时间很短，因而效率高成本低。

与现有技术相比，本发明的优势在于：

1.本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，制备的型材最大尺寸可达100×100×350mm，具有广阔的用途，例如可用来制备需要轻质、高强、高韧的飞机、高速列车或汽车结构部件。

2.本发明制备方法中的等通道转角挤压动态时效，可在产品现状不变情况下实现大塑性变形，所获得平均晶粒尺寸小于300nm的超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金，可方便进行后续的冷轧/冷拨等加工工序，无需中间去应力退火，可以节省能源和成本。

3.与传统6000系铝合金时效处理相比，本发明制备方法中的等通道转角挤压动态时效过程仅需十几秒到几十秒，时间很短，有利于降低能耗，节约成本。

4.本发明所述的高强高韧超细晶Al-Mg-Si-(Cu)铝合金的制备方法，无需添加Sc、Er等贵重稀土元素，且制备工艺简单，质量稳定，有利于降低成本，节约资源。

5.本发明提供的制备技术所加工制造的铝合金强度可大幅度提高，强度远高于传统6000系T6处理的强度，已达到高强度铝合金的水平，并同时具有很高的塑韧性，可以使中等强度的6000系铝合金具有传统高强度铝合金2000系甚至7000系的强度，拓宽了低成本6000系铝合金的使用范围。

附图说明

图1为本发明所述的等通道转角挤压过程示意图。

图2为AA6061铝合金190°C等通道转角挤压动态时效4道次后(实施例3)的透射电镜(TEM)照片，其中图2(a)为TEM形貌图，图2(b)为TEM暗场像测得的晶粒尺寸分布柱状图，其平均晶粒尺寸为245nm。

图3为AA6013铝合金室温等通道转角挤压动态时效4道次后(实施例4)的透射电镜(TEM)照片，其中图3(a)为TEM形貌图，图3(b)为TEM暗场像测得的晶粒尺寸分布柱状图，其平均晶粒尺寸为191nm。

图4为AA6013铝合金170°C等通道转角挤压动态时效4道次后(实施例6)的透射电镜(TEM)照片，其中图4(a)显示大量纳米时效相β"的析出，图4(b)表明纳米时效相β"与位错的交互作用。

图5为实施例1-3和对比实施例1的拉伸应力应变曲线。

图6为实施例4-6和对比实施例2的拉伸应力应变曲线。

具体实施方式

本发明所述室温为0~30°C之间均可。

时效状态的定义按照ASTME716和E1251，T6表示合金固溶淬火处理后进行人工时效峰时效的状态。

合金硬度表征采用HV–1000型显微硬度仪：硬度试样尺寸为15mm×15mm×2mm，用1000目的砂纸抛光，在抛光的合金表面进行维氏硬度测试，所加载荷为1.96N，加载时间为15s，取五点硬度的平均值。拉伸试验采用标准为：GB228-87。

合金平均晶粒尺寸采用透射电子显微镜暗场像技术(TEM-DF)测定，随机取至少100个晶粒大小的平均值。

以下结合实施案例对本发明制备方法进一步阐释和数据说明，但本发明不局限于这些实施例。

为便于对比，实施例所用铝合金种类分别为AA6061(Al-Mg-Si)和AA6013(Al-Mg-Si-Cu)两种铝合金；AA6061铝合金的化学成分为(重量百分比wt.%)：0.8%Mg，0.8%Si，0.2%Mn，0.20%Cr，0.20%Fe，0.20%Zn，0.05%Ti，其余为Al；AA6013铝合金的化学成分为(重量百分比wt.%)：1.0%Mg，0.5%Si，0.8%Cu，0.2%Mn，0.20%Cr，0.20%Fe，0.20%Zn，0.05%Ti，其余为Al；对比实施例也采用上述也采用上述两种铝合金，具体方法采用传统的固溶淬火处理和静态时效方法。

对比实施例1

将所述的AA6061铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并从型材加工出尺寸为15mm×15mm×2.2mm的硬度试块，硬度试块在循环空气电阻炉中进行520°C×12h的均匀化处理后，在循环空气电阻炉中进行560°C×1h的固溶处理和水淬，固溶水淬处理后，立即在油浴炉中进行170°C不同时间的时效处理，通过硬度测试找到合金峰值时效的时间为3h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验；人工时效所用油浴炉的控温精度在±2°C。

上述AA6061铝合金峰值时效态拉伸试验结果如表1和图5，AA6061铝合金峰值时效态的室温抗拉强度σ _b为274MPa，屈服强度σ _0.2为208MPa，断后伸长率δ为23%，均匀伸长率δ _u为21%，所测AA6061铝合金峰值时效态的强度值，与常用6000系Al-Mg-Si铝合金的强度相当。

实施例1

将所述的AA6061铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为室温，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将室温等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6061铝合金室温等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表1和图5，制备的合金平均晶粒尺寸为196nm，室温抗拉强度σ _b为430MPa，屈服强度σ _0.2为403MPa，断后伸长率δ为15%，均匀伸长率δ _u为11%。

实施例2

将所述的AA6061铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为110°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将110°C等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6061铝合金110°C等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表1和图5，制备的合金平均晶粒尺寸为225nm，室温抗拉强度σ _b为450MPa，屈服强度σ _0.2为425MPa，断后伸长率δ为19%，均匀伸长率δ _u为15%。

实施例3

将所述的AA6061铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为190°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将190°C等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6061铝合金190°C等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表1和图5，制备的合金平均晶粒尺寸为245nm，室温抗拉强度σ _b为326MPa，屈服强度σ _0.2为295MPa，断后伸长率δ为20%，均匀伸长率δ _u为11%。

表1对比实施例1与实施例1-3的平均晶粒尺寸和力学性能测试结果

注：d _TEM是由透射电镜暗场像随机取至少100个晶粒测定的平均晶粒尺寸(nm)，σ _b是室温抗拉强度(MPa)，σ _0.2是屈服强度(MPa)，δ为断后伸长率(%)，δ _u为均匀伸长率(%)。均匀伸长率为拉伸曲线上最大应力处所对应的应变量。附图5显示的是相应的拉伸应力－应变曲线。

从表1和附图5可以看出，AA6061铝合金110°C等通道转角挤压动态时效4道次后的力学性能最好(实施2)，合金平均晶粒尺寸为225nm，室温抗拉强度σ _b为450MPa，屈服强度σ _0.2为425MPa，断后伸长率δ为19%，均匀伸长率δ _u为15%，与峰值时效态AA6061铝合金相比(对比实例1)，室温抗拉强度和屈服强度分别提高了176MPa和217MPa，且保持了很好的塑韧性。

对比实施例2

将所述的AA6013铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并从型材加工出尺寸为15mm×15mm×2.2mm的硬度试块，硬度试块在循环空气电阻炉中进行520°C×12h的均匀化处理后，在循环空气电阻炉中进行560°C×1h的固溶处理和水淬，固溶水淬处理后，立即在油浴炉中进行190°C不同时间的时效处理，通过硬度测试找到合金峰值时效的时间为4h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效所用油浴炉的控温精度在±2°C。

上述AA6013铝合金峰值时效态拉伸试验结果如表2和图6，AA6013铝合金峰值时效态的室温抗拉强度σ _b为310MPa，屈服强度σ _0.2为258MPa，断后伸长率δ为16%，均匀伸长率δ _u为12%，所测AA6061铝合金峰值时效态的强度值，与常用6000系Al-Mg-Si-Cu铝合金的强度相当。

实施例4

将所述的AA6013铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为室温，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将室温等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6013铝合金室温等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表2和图6，制备的合金平均晶粒尺寸为191nm，室温抗拉强度σ _b为459MPa，屈服强度σ _0.2为433MPa，断后伸长率δ为18%，均匀伸长率δ _u为12%。

实施例5

将所述的AA6013铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为110°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将110°C等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6013铝合金110°C等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表2和图6，制备的合金平均晶粒尺寸为208nm，室温抗拉强度σ _b为452MPa，屈服强度σ _0.2为420MPa，断后伸长率δ为22%，均匀伸长率δ _u为20%。

实施例6

将所述的AA6013铝合金浇注成直径为130mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为100×100×350mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520°C×24h的均匀化处理，均匀化处理后的型材在循环空气电阻炉中进行560°C×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为170°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压4道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为5mm·s^-1，随后将170°C等通道转角挤压动态时效的铝合金进行平均晶粒大小测定和拉伸试验。

上述AA6013铝合金170°C等通道转角挤压动态时效4道次后的检测结果如表2和图6，制备的合金平均晶粒尺寸为239nm，室温抗拉强度σ _b为356MPa，屈服强度σ _0.2为336MPa，断后伸长率δ为20%，均匀伸长率δ _u为14%。

表2对比实施例2与实施例4-6的平均晶粒尺寸和力学性能测试结果

注：d _TEM是由透射电镜暗场像随机取至少100个晶粒测定的平均晶粒尺寸(nm)，σ _b是室温抗拉强度(MPa)，σ _0.2是屈服强度(MPa)，δ为断后伸长率(%)，δ _u为均匀伸长率(%)。均匀伸长率为拉伸曲线上最大应力处所对应的应变量。附图6显示的是相应的拉伸应力－应变曲线。

从表2和附图6可以看出，AA6013铝合金室温等通道转角挤压动态时效4道次后的力学性能最好(实施4)，合金平均晶粒尺寸为191nm，室温抗拉强度σ _b为459MPa，屈服强度σ _0.2为433MPa，断后伸长率δ为18%，均匀伸长率δ _u为12%，与峰值时效态AA6013铝合金相比(对比实例2)，室温抗拉强度和屈服强度分别提高了149MPa和175MPa，断后伸长率提高了2%，均匀伸长率相同。值得注意的是，本发明制备的合金伸长率与传统方法制备的合金相当，部分合金伸长率(高于18%)超过了传统合金的伸长率(16%)。

Claims (9)

1.高强高韧超细晶铝合金的制备方法，所述高强高韧超细晶铝合金为6000系Al-Mg-Si铝合金或6000系Al-Mg-Si-Cu铝合金，将铝合金铸态坯料车削成等通道转角挤压所需相应尺寸的型材、再进行均匀化处理、固溶淬火处理，其特征在于：固溶淬火处理后进行等通道转角挤压动态时效处理，即：将上述固溶淬火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转角挤压动态时效的温度为室温~300°C，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ=90°，外接弧角Ψ=20.6°，挤压1~8道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°，挤压速度为0.1~5mm·s^-1。

2.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：所述铝合金铸态坯料是采用直接水冷半连续铸造工艺成型；等通道转角挤压型材最小尺寸为20×20×100mm，最大尺寸为100×100×350mm。

3.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：将等通道转角挤压模具加热到等通道转角挤压动态时效的温度保温，第1道次挤压保温10min后开始。

4.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：所述经等通道转角挤压1~8道次，相应的总有效应变是0.9～5.4。

5.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：所述高强高韧超细晶铝合金的平均晶粒尺寸是190～260nm；室温抗拉强度σ _b为326~459MPa，屈服强度σ _0.2为295~433MPa，断后伸长率δ为15～22%，均匀伸长率δ _u为11～20%。

6.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：均匀化处理工艺条件为：500～520°C×24～36h；固溶淬火处理的工艺条件为：530～550°C×1～2h。

7.如权利要求1所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：等通道转角挤压动态时效的工艺为：挤压温度为室温~110°C，挤压道次为2~4道次，挤压速度为0.1~5mm·s^-1。

8.如权利要求7所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：对于Al-Mg-Si铝合金，挤压温度最好为110°C，对于Al-Mg-Si-Cu铝合金，挤压温度最好为室温，室温为0-30°C。

9.如权利要求5所述的高强高韧超细晶铝合金的制备方法，其特征在于：所述高强高韧超细晶铝合金的平均晶粒尺寸是191～225nm，室温抗拉强度σ _b为430~459MPa，屈服强度σ _0.2为403~433MPa，断后伸长率δ为15～22%，均匀伸长率δ _u为11～20%。