CN108570633A - 提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法 - Google Patents

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CN108570633A CN201810485767.6A CN201810485767A CN108570633A CN 108570633 A CN108570633 A CN 108570633A CN 201810485767 A CN201810485767 A CN 201810485767A CN 108570633 A CN108570633 A CN 108570633A
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Abstract

本发明属于金属及合金的制备技术领域，涉及一种提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法。该方法通过改变6xxx系Al‑Mg‑Si‑Cu铝合金的化学成分，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50～180℃下进行等通道转角挤压动态时效处理2～6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，通过细晶强化、纳米析出相β"及其与位错的交互作用明显提高合金的强度和塑韧性，从而使合金的摩擦磨损性能大幅度提高。

Description

提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法
技术领域
本发明属于金属及合金的制备技术领域，涉及一种提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法。
背景技术
据统计，全世界大约有1/3～1/2的能源消耗在各种形式的摩擦上，约有80％的零件失效是各种形式的磨损引起的。随着科技的日益进步，对材料的耐磨性能要求越来越高，如何提高材料的耐磨性以及开发耐磨性能更好的材料已成为材料科学研究的一个发展方向。
铝合金具有密度低、比强度大、导电和导热性优良、成型加工性好等优点，作为重要的轻质金属材料，己被广泛应用于航空航天、海洋船舶、石油化工、汽车工业、武器及军事工程装备等领域。然而，铝合金零部件存在硬度低、耐磨性能差且难于润滑等问题。
6xxx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6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的强度和耐磨性等性能已不能满足实际应用。
目前，提高6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的强度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σb超过388MPa的6xxx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。
提高6xxx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)和高压扭转(HPT)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。例如，Valiev等用HPT制备的6061铝合金的屈服强度σ0.2高达660MPa，是目前获得的强度最高的6xxx系铝合金(Phil.Mag.Lett.88(2008)459-466)。但是，Valiev等用HPT方法制备的6xxx系铝合金材料尺寸很小(直径20mm，厚度1mm)，很难实现工业应用。
为提高铝合金的耐磨减摩性能，国内外常用方法有添加贵重的合金元素、表面处理等。例如国内公开号为CN201010548242.6的发明专利“一种超高强度高韧性耐磨铝合金材料及其制备方法”，获得了抗拉强度σb超过803MPa且耐磨性优良的7xxx系铝合金，但是，该合金的力学性能要通过喷射沉积术才能得到，而且合金中含有Y等稀土元素，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CN201610151967.9的发明专利“铝合金构件表面耐磨减摩复合涂层及其制备方法”，用激光熔覆的方法在6061铝合金基材上涂覆一种复合涂层，明显提高了其耐摩擦耐磨损性能，但该方法工艺复杂，成本较高。
中国专利申请201510809627.6，公开了“高强高韧超细晶铝合金的制备方法”(以下简写为“原申请”)，其与本发明“提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法”的不同之处如下：
(1)所述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的成分范围不同：本发明的化学成分为(重量百分比wt.％)：0.5-0.7％Mg，1.1-1.7％Si，0.1-0.4％Cu，0.9-1.0％Mn，0.25％Cr，0.50％Fe，0.25％Zn，0.25％Ti，其余为Al；原申请的化学成分为(重量百分比wt.％)：0.8-1.2％Mg，0.4-1.0％Si，0.6-1.1％Cu，0.15-0.8％Mn，Cr<0.3％，Fe<0.5％，Zn<0.2％，Ti<0.1％，其余为Al。
(2)用本发明提供的方法制备的6xxx系铝合金材料，强度和塑韧性均明显高于原申请：本发明制备的6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金材料，抗拉强度高达460～518MPa，断后伸长率为20～22％；原申请制备的铝合金材料，抗拉强度为430～459MPa，断后伸长率δ为15～22％。
(3)本发明与原申请相比，制备工艺参数如熔炼工艺、均匀化处理、固溶淬火处理、等通道转角挤压工艺等，均有所不同。
(4)本发明与原申请相比，发明原理有所不同，本发明的原理是：通过固溶淬火后不同温度下等通道转角挤压动态时效，使6xxx系铝合金晶粒细化到小于260nm的超细晶尺度，并在超细晶晶粒内部引入尺寸小于4nm、与基体存在半共格关系的球状β”相，通过细晶强化、纳米析出相β"及其与位错的交互作用明显提高合金的强度和塑韧性，从而使合金的摩擦磨损性能大幅度提高。
目前国内外对提高6xxx系铝合金强度的研究比较系统，但关于提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能方面的研究还处于初级阶段。有鉴于此，本发明开发出一种提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，即动态时效技术的制备方法。
动态时效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-static aging)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6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金摩擦磨损性能较低的问题，提供高摩擦磨损性能超细晶6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的新型制备方法，通过改变6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的化学成分、采用固溶淬火后不同温度下等通道转角挤压动态时效，使6xxx系铝合金晶粒细化到小于260nm的超细晶尺度，并在超细晶晶粒内部引入尺寸小于4nm、与基体存在半共格关系的球状β”相，通过细晶强化、纳米析出相β"及其与位错的交互作用明显提高合金的强度和塑韧性，从而使合金的摩擦磨损性能大幅度提高，扩大了6xxx系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耐摩擦磨损铝合金，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。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所用铝合金种类为6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，其化学成分为(重量百分比wt.％)：0.5-0.7％Mg，1.1-1.7％Si，0.1-0.4％Cu，0.9-1.0％Mn，0.25％Cr，0.50％Fe，0.25％Zn，0.25％Ti，其余为Al。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，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6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金成分配方添加合金各组分，在覆盖剂保护下加热，升温至760℃保温5分钟，除杂除气后浇注成直径为100mm的圆形坯料，得到6xxx系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80×80×300mm。
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：升温加热到480～540℃，保温20～24小时后，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530～550℃，保温时间1～2h，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立即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50～180℃，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＝0°，挤压2～6道次，挤压速度为1～5mm·s-1。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，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5～15min后开始。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所述经等通道转角挤压2～6道次，相应的总有效应变是2.3～6.9。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所制备的合金平均晶粒尺寸是191～260nm。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所制备的合金室温抗拉强度σb为460～518MPa，断后伸长率δ为20～22％。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所制备的合金与传统6xxx系T6处理的相应合金相比，磨损率降低31～62％，摩擦系数降低22～36％。
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：520℃×24h。
固溶淬火处理优选的技术方案为：530℃×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100～180℃，挤压道次为4道次，挤压速度为5mm·s-1。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，优选方案下所制备的合金，平均晶粒尺寸是191～245nm，室温抗拉强度σb为480～518MPa，断后伸长率δ为20～22％。
本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，优选方案下所制备的合金与传统6xxx系T6处理的相应合金相比，磨损率降低37～62％，摩擦系数降低28～36％。
下面对本发明做进一步的解释和说明：
本发明的原理是：
本发明提供的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其强韧化机制和摩擦磨损机制与传统静态时效方法差别很大。
传统静态时效方法制备的6xxx系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的6xxx系铝合金。
本发明的方法，通过固溶淬火后不同温度下等通道转角挤压动态时效，使6xxx系铝合金晶粒细化到小于260nm的超细晶尺度(附图1和图2)，从而可通过细晶强化同时提高合金的强度和塑韧性。
同时，等通道转角挤压中的动态时效，可在超细晶晶粒内部引入细小弥散分布的纳米析出相β"(附图3)，其尺寸小于4nm。与静态时效相比，动态时效的β”相的尺寸更小，形态从针状变为球状，而且动态时效的β”相与基体存在半共格关系，因而同样可以明显提高合金的强度和塑韧性。
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3)，增加了晶粒内部存储和容纳位错的能力，从而可同时提高合金的强度和塑韧性。
传统方法制备的静态时效6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，由于强度和塑韧性较低，在摩擦过程中容易导致摩擦层和塑性变形层的交界处形成裂纹，并向塑性变形区域延伸，使得粗晶材料的耐磨性不如超细晶材料。本发明制备的动态时效超细晶6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，强度和塑韧性均明显提高，有效地减少了变形层裂纹的形成，因而提高了其摩擦磨损性能。
与现有技术相比，本发明的优势在于：
1.本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，制备的型材最大尺寸可达80×80×300mm，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260nm的超细晶6xxx系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6xxx系铝合金静态时效处理相比，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.本发明所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，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摩擦磨损性能可大幅度提高，其磨损率和摩擦系数远低于传统6xxx系T6处理的磨损率和摩擦系数，并同时具有高强度和很高的塑韧性，拓宽了6xxx系铝合金的使用范围。
附图说明
图1为实施例1的透射电镜(TEM)照片，其中图1(a)为TEM形貌图，图1(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2为实施例2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191nm。
图3为实施例2的透射电镜(TEM)照片，其中图3(a)显示大量纳米时效相β"的析出，图3(b)表明纳米时效相β"与位错的交互作用。
图4为实施例1-2和对比实施例1-2的摩擦系数随载荷的变化曲线。
图5为实施例1-2和对比实施例1-2的磨损率随载荷的变化曲线。
具体实施方式
合金状态的定义按照ASTM E716和E1251。T6态：表示合金固溶淬火处理后进行人工时效峰时效的状态。T4态：表示合金固溶淬火处理的状态。
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。
合金摩擦磨损试验在UMT-2往复式摩擦磨损试验机上进行。摩擦磨损试验条件为：室温(25℃)，干摩擦，对磨件(摩擦副)为GCr15钢球，滑动速度为0.03m/s，依次施加5N、10N、20N、25N的载荷进行试验，滑动时间为20min。
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。
实施例所用铝合金种类为6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，其化学成分为(重量百分比wt.％)：0.5-0.7％Mg，1.1-1.7％Si，0.1-0.4％Cu，0.9-1.0％Mn，0.25％Cr，0.50％Fe，0.25％Zn，0.25％Ti，其余为Al。
对比实施例也采用上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，具体方法采用：(1)传统的固溶淬火处理(T4态)；(2)固溶淬火处理后进行人工时效峰时效处理(T6态)。
对比实施例1(T4态)
将所述的6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金浇注成直径为100mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为80×80×300mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520℃×20h的均匀化处理后，在循环空气电阻炉中进行530℃×2h的固溶处理和水淬，固溶水淬处理后，立即进行拉伸试验和摩擦磨损试验。
由表1可见，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金固溶水淬后(T4态)的室温抗拉强度σb为213MPa，断后伸长率δ为20％，所测该铝合金T4态的强度值，与常用6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金T4态的强度相当。
上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金固溶水淬后(T4态)的摩擦磨损试验结果如图4和图5所示。
对比实施例2(T6态)
将所述的6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金浇注成直径为100mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为80×80×300mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520℃×20h的均匀化处理后，在循环空气电阻炉中进行530℃×2h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℃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和摩擦磨损试验。
由表1可见，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金峰值时效态(T6态)的室温抗拉强度σb为274MPa，断后伸长率δ为16％，所测该铝合金T6态的强度值，与常用6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金T6态的强度相当。
上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金峰值时效态(T6态)的摩擦磨损试验结果如图4和图5所示。
实施例1(170℃动态时效)
将所述的6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金浇注成直径为100mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为80×80×300mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520℃×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530℃×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材立即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℃，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＝0°，挤压4道次，挤压速度为5mm·s-1，随后将170℃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、拉伸试验和和摩擦磨损试验。
由表1可见，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金170℃等通道转角挤压动态时效4道次后的平均晶粒尺寸和力学性能测试结果如表1所示，制备的合金平均晶粒尺寸为245nm，室温抗拉强度σb为480MPa，断后伸长率δ为20％。
上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金170℃等通道转角挤压动态时效4道次后的摩擦磨损试验结果如图4和图5所示。
实施例2(110℃动态时效)
将所述的6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金浇注成直径为100mm的圆形坯料，通过车削加工成尺寸为80×80×300mm的型材，并将型材在循环空气电阻炉中进行520℃×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530℃×2h的固溶处理和水淬，然后将固溶淬火处理后的型材立即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℃，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＝0°，挤压4道次，挤压速度为5mm·s-1，随后将110℃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、拉伸试验和和摩擦磨损试验。
由表1可见，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金110℃等通道转角挤压动态时效4道次后的平均晶粒尺寸和力学性能测试结果如表1所示，制备的合金平均晶粒尺寸为191nm，室温抗拉强度σb为518MPa，断后伸长率δ为22％。
上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金110℃等通道转角挤压动态时效4道次后的的摩擦磨损试验结果如图4和图5所示。
表1对比实施例1-2与实施例1-3的平均晶粒尺寸和力学性能测试结果
dTEM/nm σb/MPa δ/％
实施例1 245 480 20
实施例2 191 518 22
对比实施例1 － 213 20
对比实施例2 － 274 16
注：dTEM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)，σb是室温抗拉强度(MPa)，δ为断后伸长率(％)。
从表1可以看出，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金110℃等通道转角挤压动态时效4道次后的力学性能最好(实施例2)，合金平均晶粒尺寸为191nm，室温抗拉强度σb为518MPa，断后伸长率δ为22％，与峰值时效态相比(对比实例2)，室温抗拉强度σb提高了244MPa，断后伸长率δ提高了6％。值得注意的是，本发明制备的合金强度和伸长率明显高于传统方法制备合金的强度和伸长率。
摩擦系数随载荷的变化曲线如图4所示：实施例1(170℃动态时效)的摩擦系数在0.357～0.428之间，明显低于对比实施例1(T4态)的摩擦系数(0.528～0.635)和对比实施例2(T6态)的摩擦系数(0.498～0.550)，分别比实施例1(T4态)和对比实施例2(T6态)降低了29～33％和22～28％；实施例2(110℃动态时效)的摩擦系数更低，在0.321～0.398之间，分别比实施例1(T4态)和对比实施例2(T6态)降低了34～39％和28～36％。
磨损率随载荷的变化曲线如图5所示：实施例1(170℃动态时效)的磨损率在1.0～4.5(10-5mm3/m)之间，明显低于对比实施例1(T4态)的磨损率(2.7～9.3(10-5mm3/m))和对比实施例2(T6态)的磨损率(1.9～6.5(10-5mm3/m))，分别比实施例1(T4态)和对比实施例2(T6态)降低了46～63％和31～48％；实施例2(110℃动态时效)的磨损率更低，在0.8～4.1(10- 5mm3/m)之间，分别比实施例1(T4态)和对比实施例2(T6态)降低了51～70％和37～62％。
从图4和图5可以看出，上述6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金110℃等通道转角挤压动态时效4道次后的摩擦磨损性能最好(实施例2)，与峰值时效态相比(对比实例2)，摩擦系数和磨损率分别降低了28～36％和37～62％。
以上实施例表明，本发明提供的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，可以显著改善合金的摩擦学性能，耐磨减摩效果显著，而且合金的强韧性明显提高，拓宽了6xxx系铝合金的使用范围。

Claims (9)

1.提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，所述6xxx系铝合金为6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金，制备出6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金铸态坯料，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依次进行均匀化处理、固溶淬火处理，其特征在于：通过改变6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金的化学成分，化学成分按照重量百分比计算为：0.5-0.7％Mg，1.1-1.7％Si，0.1-0.4％Cu，0.9-1.0％Mn，0.25％Cr，0.50％Fe，0.25％Zn，0.25％Ti，其余为Al；并在固溶淬火处理后进行等通道转角挤压动态时效处理，等通道转角挤压动态时效的温度为50～180℃，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＝0°，挤压2～6道次，挤压速度为1～5mm·s-1。
2.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，所述制备出6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金铸态坯料，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指：按6xxx系Al-Mg-Si-Cu铝合金成分配方添加合金各组分，在覆盖剂保护下加热，升温至760℃保温5分钟，除杂除气后浇注成直径为100mm的圆形坯料，得到6xxx系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80×80×300mm。
3.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，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5～15min后开始。
4.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，所述经等通道转角挤压2～6道次，相应的总有效应变是2.3～6.9。
5.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，所制备的6xxx系铝合金平均晶粒尺寸是191～260nm，室温抗拉强度σb为460～518MPa，断后伸长率δ为20～22％；与仅采用T6处理的6xxx系铝合金合金相比，磨损率降低31～62％，摩擦系数降低22～36％。
6.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，均匀化处理工艺为：升温加热到480～540℃，保温20～24小时后，冷却到室温，得到均匀化处理后的型材；固溶淬火处理工艺为：温度530～550℃，保温时间1～2h，室温水淬。
7.如权利要求6所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，均匀化处理的技术方案为：520℃×24h；固溶淬火处理的技术方案为：530℃×2h。
8.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，等通道转角挤压动态时效的技术方案为：挤压温度为100～180℃，挤压道次为4道次，挤压速度为5mm·s-1。
9.如权利要求1所述的提高6xxx系铝合金摩擦磨损性能的制备方法，其特征在于，等通道转角挤压动态时效的技术方案为：挤压温度为110℃。
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