CN105441837B - 一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法 - Google Patents
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Abstract
一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法。本发明采用一定角度的交叉轧制工艺，有效调控合金板材的组织和织构，显著降低合金板材的各向异性。通过对固溶淬火态合金板材进行一定的预时效处理，不仅能够使得合金板材强度保持较低水平，自然时效恶化效应得到有效抑制，还能够使得合金板材具有优异的冲压成形性能。此外，对预时效态合金板材进行一定的预变形，能够充分利用均匀和非均匀形核，使得最终获得的峰时效态合金板材不仅强度获得大幅度提高，而且晶界连续沉淀得到抑制也有利于抗腐蚀性能的提高。本发明方法非常适合应用于汽车结构件用中高强7xxx系铝合金薄板材的制造，特别是对于冲压成性能和强度均有较高要求的复杂形状零部件的制造。
Description
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及一种可工业化应用的中高强7xxx系铝合金薄板材的处理方法，特别针对汽车领域车身结构件用中高强铝合金薄板材而开发，该种处理方法不仅可以使得铝合金薄板材具有优异的成形性能，而且经过进一步时效处理后还具有非常高的强度。
背景技术
随着汽车数量的不断增加，尾气排放对空气污染和气候恶化不容忽视，世界各国对汽车节能、减排的意识不断增强。因此，如何实现汽车轻量化进而达到节能减排的目的已经成为汽车领域进一步发展的关键所在。从高速、舒适、美观、耐用、轻量化、节能、环保、降低综合成本等综合性能方面来看，铝合金无疑是现代汽车工业轻量化的首选材料，世界许多国家均已大力开展汽车轻量化用铝合金加工、成形和应用的相关研究。目前，汽车工业已经是我国的支柱产业之一，今后一段时间仍会得到持续高速的发展，因此，研制高性能汽车用铝合金材料及其制备方法对于提高我国汽车工业的国际竞争力意义重大，同时也会为我国产生重大的经济效益和社会效益。目前，汽车轻量化用变形铝合金板材主要包括，分别应用于车身内板和外板的5xxx系和6xxx铝合金板材，而汽车结构件仍然以强度较高的钢铁材料为主。随着汽车轻量化用铝合金板材应用范围的不断扩大，使用过程中发现钢铁结构件与铝合金车身板材焊接时由于热膨胀系数的差异很容易出现开裂现象，因此，如果能够采用强度较高的铝合金板材制造车身结构件，那么此种问题必然可以有效避免，同时还可以进一步降低车身重量。
截止到目前为止，由于7xxx系铝合金具有较高的强度，以往该系合金主要应用于航空领域，而且以中厚板材为主，很少研究不同热加工工艺对7xxx系铝合金薄板材组织和性能的影响规律。由于汽车结构件形状复杂，不仅要求7xxx系铝合金板材具有较高的强度还要求具有优异的冲压成形性能。已有研究表明，7xxx系铝合金由于强度较高如果在峰时效态进行冲压成形，其很容易在室温冲压成形过程中发生开裂，或者出现滞后开裂现象；如果选取在其它强度较低的状态进行冲压成形，如，固溶淬火+自然时效态，虽然在一定程度上有利于提高冲压成形性能，但是一方面提高幅度有限，另一方面进一步时效达到峰值状态的强度不能满足应用要求。因此，如何通过工艺调控使得中高强7xxx系铝合金薄板材能够同时兼具有优异的冲压成形性能和强度对于该系合金广泛应用于车身结构件具有重要意义。
考虑到合金板材的冲压成形性能主要受组织和织构控制，晶粒细化和织构弱化均非常有 利于提高合金板材的冲压成形性能。同时合金基体内如果存在一定数量的位错，不仅可以加快溶质元素的扩散速率，而且还会诱发非均匀形核，充分利用沉淀相均匀和非均匀形核的协同作用，必然可以使得时效析出沉淀相尺寸细小且分布密度增加，最终必然可以使得高成形性铝合金板材强度获得大幅度提高。本发明就是基于这一思想进行新工艺开发的，开发过程中通过热加工工艺调控使得固溶淬火态合金晶粒细化且织构获得显著弱化，显著降低了板材的各向异性，从而实现了高成形性的目的。同时通过对固溶淬火态合金板材进行合适的预时效处理，不仅可以使得高成形性合金板材性能稳定(便于放置一段时间供汽车生产厂家冲压成形)，而且还可以结合预变形和二次时效处理，最终使得处理合金峰时效态强度获得大幅度提高(远高于正常T6峰时效态的强度)。
发明内容
本发明为了更好满足汽车轻量化用铝合金板材的实际应用需求，针对7xxx系铝合金强度较高而成形性能较差，或成形后即使继续时效合金强度仍然不够高等问题，开发一种更加适合汽车结构件用中高强铝合金板材的处理方法。本发明充分利用晶粒细化和织构弱化均非常有利于提高合金板材的冲压成形性能，以及织构的遗传效应这一特点。在开发过程中通过合适的中间退火处理使得合金基体内形成一定量的不同尺寸弥散粒子，进而在后续固溶处理过程中能够既发挥粗大粒子的刺激形核(PSN)效应，又发挥细小粒子对再结晶晶粒的阻碍作用，使得合金板材晶粒细小。同时通过改变冷轧工艺使得变形织构种类和含量发生变化，最终使得固溶处理后的合金板材织构也获得大幅度弱化，表现出有优异的冲压成形性能。同时通过对固溶淬火态合金板材进行合适的预时效处理，使得高成形性合金板材性能稳定(便于放置一段时间供汽车生产厂家冲压成形)。此外，通过预变形处理可以使得合金基体内产生一定数量的位错线，这些位错线不仅可以加快溶质元素的扩散速率，而且还会诱发非均匀形核，充分利用沉淀相均匀和非均匀形核的协同作用可以使得合金时效析出沉淀相尺寸细小且分布密度增加，最终实现高成形性铝合金板材在后续二次时效过程中峰时效态强度获得大幅度提高(远高于正常T6峰时效态的强度)的目的。
据此，本发明提出一种提高汽车结构件用7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于采用如下技术路线：热轧板材(厚度4-8mm)→中间退火(温度360-380℃，时间1-2h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度20°-65°，变形量50-75％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-300℃/s，温度450℃-480℃，时间2min-30min)→冷水淬火处理→预时效(温度80℃-120℃，时间0.5-1.5h)→预变形(方式单向拉伸，变形量1％-9％)→二次时效(温度120℃，时间10h-35h)，即可以保证预时效态合金板材具有优异的冲压成形性能和室温放置稳定性，又可以保证最终二次峰时效态合金具有更高强度(高于传统单级峰时效态强度)。
优选地，上述技术路线中所述中间退火处理制度为：升温速率50-80℃/min,温度370-375℃，时间1h
优选地，上述技术路线中所述交叉冷轧工艺为：交叉轧制角度30°-60°，变形量50-60％，道次压下量20-30％。
优选地，上述技术路线中所述固溶处理工艺为：升温速率100℃-200℃/s,温度475-480℃，时间2-10min
优选地，上述技术路线中所述预时效工艺为：保证固溶淬火板材在5min内转移到预时效炉中，预时效炉温控制在80-120℃，保温时间0.6-1.2h。
优选地，上述技术路线中所述预变形工艺为：预变形方式为单向拉伸，预变形量为2％-8％，
优选地，上述技术路线中所述二次时效工艺为：保证预拉伸样品在30min内转移到恒温时效炉中，时效炉温度120℃，保温时间根据时效硬度规律确定。
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明不仅可以使得7xxx系铝合金薄板材具有优异的冲压成形性能，而且还可以保证合金板材经二次时效后峰时效态强度远高于普通T6峰时效态强度。本发明非常适合应用于汽车车身结构件用铝合金薄板材的加工和生产，以及对冲压成形性能和强度有特定要求的其它零部件的生产使用，当然也适合应用于对中高强铝合金成形性能和强度有较高的要求的其它技术行业。
附图说明
图1为1#和2#合金不同工艺时效硬度变化规律；
图2为交叉轧制所得1#和2#合金经固溶淬火+预时效处理后自然时效规律；
具体实施方式
下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。
实施例所用两种典型7xxx系铝合金，其化学成分如表1所示。所用材料为99.99％高纯Al、工业纯Mg和纯Zn，中间合金包括Al-10％Mn，Al-20％Fe，Al-20％Si，Al-50％Cu，Al-10％Zr，Al-10％Ti，晶粒细化剂采用Al-5％Ti-1％B(质量分数)。整个熔炼过程在SG2-12-10型电阻坩埚井式加热炉中进行。具体熔炼为，首先将高纯Al放入坩埚内并加热到790℃熔化后保温10min，然后按照Al-Cu，Al-Si，Al-Mn，Al-Zr，Al-Ti，Al-Fe的顺序加入到装有熔融态纯Al的坩埚中，待其全部融化后搅拌，保温10min。将预留的一块高纯Al加入熔液中，使熔液 温度降至740℃。此时按顺序加入Zn，Mg，由于Mg的密度低且易燃，因此在加入Mg的过程中需要用石墨钟罩将其压入熔液中，避免发生过烧现象。然后将温度控制在720℃，保温10min。之后分两次，每次30g左右加入精炼剂，用于去除熔液中的气体，尽量减少铸态组织的气孔。随后加入除渣剂进行除渣，最后添加一定量的晶粒细化剂(Al-Ti-B)，待熔体温度稳定在720℃时将合金熔体浇入水冷钢模中成型。实施发明合金的具体化学成分如表1所示。
表1 实施合金化学成分(质量百分数，wt％)
| Zn | Mg | Cu | Zr | Mn | Ti | Si | Fe | Al | |
| 1# | 5.00 | 1.50 | 1.00 | 0.12 | 0.1 | - | 0.15 | 0.3 | 余量 |
| 2# | 6.00 | 1.50 | 1.00 | 0.12 | 0.1 | 0.1 | - | - | 余量 |
发明合金铸锭在循环空气炉中进行均匀化处理，处理工艺为：将合金铸锭放入循环空气炉内，打开电源，以30℃/h升温速率开始升温，待温度达到450℃保温24h，随后继续升温到470℃保温24h，最后再以30℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；随后对均匀化态铸锭进行热轧变形→中间退火→交叉冷轧变形，然后将切取的板材试样放入450～480℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，并对其进行淬火处理，随后对淬火后的试样进行预时效处理，最后对预时效态合金板材进行预变形+二次时效处理，并对其进行性能测量。具体的实施方式如下：
对比例1
实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→单向冷轧变形(变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→单级时效处理(室温放置不同时间，或在120℃进行人工时效)→不同状态成形性能和强度测量，包括不同工艺时效硬度规律如图1所示，固溶淬火态和峰时效态力学性能和杯突值如表2所示。
实施例1
实施合金1#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行如下工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度30°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→力学性能和各向异性如表3所示。
实施例2
实施合金2#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行如下工艺处理：即，热轧板材 (厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度30°和60°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→力学性能和各向异性测量如表3所示。
实施例3
实施合金1#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行如下工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度30°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(80℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，峰时效态力学性能如表5所示。
实施例4
实施合金1#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度30°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(100℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，预时效态杯突值如表4所示，峰时效态力学性能如表5所示。
实施例5
实施合金1#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度30°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(120℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，峰时效态力学性能如表5所示。
实施例6
实施合金2#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交 叉轧制角度60°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(80℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，峰时效态力学性能如表5所示。
实施例7
实施合金2#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度60°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(100℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，峰时效态力学性能如表5所示。
实施例8
实施合金2#经熔炼铸造、均匀化和热轧变形后，随后进行传统工艺处理：即，热轧板材(厚度4mm)→中间退火(升温速率50-80℃/min,温度370℃，时间1h)→交叉冷轧变形(交叉轧制角度60°，变形量50％，道次压下量20-30％)→快速升温固溶处理(升温速率100℃-200℃/s,温度475℃，时间2min)→冷水淬火→保证在5min内转移到时效炉中进行预时效处理(120℃,1h)→预变形处理(预变形量2％，5％，8％，变形方式单向拉伸)→保证在30min内转移到时效炉中进行二次时效(温度120℃)→不同状态成形性能和强度测量，包括预时效后自然时效规律如图2，预时效态杯突值如表4所示，预时效态和峰时效态力学性能如表5所示。
表2 普通单向轧制所得1#和2#合金固溶淬火态和峰时效态拉伸性能
表3 交叉轧制所得1#和2#合金固溶淬火态拉伸性能
表4 交叉轧制所得1#和2#合金经预时效处理后的杯突值
| 合金 | 状态 | 预时效工艺 | 杯突值(mm) |
| 1# | 实施例4，预时效态 | 100℃/1h | 9.335 |
| 2# | 实施例8，预时效态 | 120℃/1h | 9.174 |
表5 交叉轧制所得1#和2#合金经预时效和预变形然后二次时效峰值状态拉伸性能
随着节能减排不断获得各国的广泛重视，汽车用铝合金的开发和应用也不断深入，车身内板和外板用铝合金近几年也获得突飞猛进的发展，而汽车结构件仍然以强度较高的钢铁材料为主，这在使用过程中经常发现钢铁结构件与铝合金车身板材焊接时由于热膨胀系数的差异很容易出现开裂现象。因此，如果能够采用强度较高的铝合金板材制造车身结构件，那么此种问题必然可以有效避免，同时还可以进一步降低车身重量。虽然7xxx系铝合金经时效处理后峰值强度较高，但是峰时效态的高强度非常不利于合金板材冲压成形，室温冲压成形时很容易发生开裂现象，而高温成形一方面增加成本，另一方面很容易发生过时效而降低强度。此外，固溶淬火态虽然强度较低，但是由于自然时效恶化效应严重，即，自然时效过程中强度快速增加从而降低板材的冲压成形性能和强度。这一点由对比例1所示的结果可以得到很好验证。如果对固溶淬火态的两种合金进行纵横向拉伸可以发现，固溶淬火态虽然强度较低(如表2所示)，且对应的杯突值也较高(如表2所示)，但是在自然时效过程中硬度会不断发生上升(如图1所示)。此外，由于两种合金均采用传统变形工艺制备，固溶淬火态合金的各向异性显著(如表2所示)，这非常不利于冲压成形性能的提高。两种合金如果进行120℃人工时效，其硬度会发生快速升高并达到峰值，然后基本维持稳定(如图1所示)。如果对两 种合金峰时效态进行拉伸性能测量，可以发现合金强度获得大幅升高，而延伸率也发生降低。对两种峰时效态合金进行杯突值测量，可以发现较固溶淬火态降低幅度较大(如表2所示)。综合上述结果可以得出，虽然固溶淬火态强度较低，杯突值较高，但是由于自然时效恶化效应显著，以及实际生产难度较大，直接对固溶淬火态合金板材进行冲压成形很难实施。而峰时效态虽然性能稳定，但是由于强度较高显著降低冲压成形性能，因此，实际生产时也不适合在此状态进行冲压成形。此外，由于传统的轧制工艺使得晶粒方向性明显，固溶过程中形成的再结晶晶粒长宽比较大，且织构分布不合理，要想提高成形性能非常有必要对固溶之前的加工工艺进行改进。
为了显著降低固溶淬火态的各向异性进一步提高成形性能，我们对固溶之前的冷轧变形进行了改进，对中间退火后的两种合金进行交叉冷轧变形(如实施例1和2)，然后测量两种合金固溶淬火态的拉伸性能，由表3可以看出，经过交叉轧制后的合金板材各向异性得到显著弱化，纵横向的延伸率基本相同，且数值较高(如表3所示)，说明改进后的变形工艺可以有效控制合金的组织和织构，从而降低各向异性而提高成形性能。
此外，为了使得7xxx系铝合金板材强度较低而成形性能较高，我们探索开发了预时效工艺，即对固溶淬火态合金板材首先进行一定的预时效处理，使得合金板材强度升高幅度较小，而且自然时效的恶化效应能够得到有效抑制，但是冲压成形性能仍然能够位置在较高水平。根据实施例3-8可以看出，经过合适的预时效处理后，合金板材在自然时效过程中硬度基本维持不变(如图2所示)，而且成形性能较高，两种合金的杯突值均能保持在9.1以上(如表4所示)。
由于汽车结构件还要求必须具有较高的强度，因此，如何能够使得汽车结构件用7xxx系铝合金板材峰时效态的强度获得较大幅度的提高也是非常重要的。我们对实施例中的两种合金进行预时效处理后再进行一定的预变形处理(在实际生产中可用冲压成形代替此过程)，目的在于充分利用均匀形核和非均匀形核能够有效促进沉淀相的形核率，从而使得合金经二次时效处理后能够形成尺寸更小密度更高的组织特征进而实现大幅提高合金强度的目的。由实施例3-8峰时效态性能可知，预时效态合金经过一定的预变形处理后，然后再进行120℃二次时效达到峰值状态后的力学性能明显优于直接进行120℃单级时效达到峰值状态的力学性能(如表5和表2所示)。此外，经此工艺处理后达到的峰时效态合金由于时效过程中充分利用了非均匀形核，还能够有效抑制晶界连续沉淀的析出，从而出现晶界不连续沉淀相的组织特征，这对于提高峰时效态合金板材的抗腐蚀性能也非常有利。
综上所述，本发明通过优化热加工工艺使得合金板材各向异性得到有效控制，有利于提高合金板材的冲压成形性能。同时通过预时效工艺调控，不仅使得合金板材强度保持较低水 平，自然时效恶化效应得到有效抑制，而且还能够使得合金板材具有优异的冲压成形性能。此外，对预时效态合金板材进行一定的预变形，能够充分利用均匀和非均匀形核，从而使得最终获得的峰时效态合金板材不仅强度获得大幅度提高，而且晶界连续沉淀得到抑制有利于抗腐蚀性能的提高。因此，本发明处理工艺不仅适合广泛应用于汽车结构件用中高强度铝合金板材的制造，从而加快汽车轻量化用铝合金的进程，而且对于其他领域用高成形性和高强度铝合金的开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得汽车生产厂家和铝合金加工企业对此发明加以重视，使其尽早能够在这一领域得到推广和应用。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。
Claims (6)
1.一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于采用如下技术路线：热轧板材→中间退火温度→交叉冷轧变形→快速升温固溶处理→冷水淬火处理→预时效→预变形→二次时效，即可以保证预时效态合金板材具有优异的冲压成形性能和室温放置稳定性，又可以保证最终二次峰时效态合金高于传统单级峰时效态强度；其中热轧板材厚度4-8mm，中间退火温度360-380℃，时间1-2h；交叉冷轧变形的交叉轧制角度30°-60°，变形量50-60％，道次压下量20-30％；快速升温固溶处理的升温速率100℃-300℃/s，温度450℃-480℃，时间2min-30min；预时效温度80℃-120℃，时间0.5-1.5h；预变形方式是单向拉伸，变形量1％-9％；二次时效温度120℃，时间10h-35h。
2.根据权利要求1所述的一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于，所述中间退火处理制度为：升温速率50-80℃/min,温度370-375℃，时间1h。
3.根据权利要求1所述的一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于，所述固溶处理工艺为：升温速率100-200℃/s,温度475-480℃，时间2-10min。
4.根据权利要求1所述的一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于，所述预时效工艺为：保证固溶淬火板材在5min内转移到预时效炉中，预时效炉温控制在80-120℃，保温时间0.6-1.2h。
5.根据权利要求1所述的一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于，所述预变形工艺为：预变形方式为单向拉伸，预变形量为2％-8％。
6.根据权利要求1所述的一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法，其特征在于，所述二次时效工艺为：保证预拉伸样品在30min内转移到恒温时效炉中，时效炉温度120℃，保温时间根据时效硬度规律确定。
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Families Citing this family (13)
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|---|---|---|---|---|
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| CN108193150B (zh) * | 2018-01-30 | 2021-04-13 | 广西南南铝加工有限公司 | 一种提高T6/T651状态6xxx系铝合金抗冲击性的热处理方法 |
| CN112626429B (zh) * | 2019-10-08 | 2022-10-21 | 有研工程技术研究院有限公司 | 一种提高6000系铝合金板材抗时效稳定性的方法 |
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| CN117551949B (zh) * | 2024-01-11 | 2024-04-05 | 湘潭大学 | 一种铝合金材料的处理方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010159489A (ja) * | 2008-12-09 | 2010-07-22 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ７０００系アルミニウム合金材の成形加工方法及び該７０００系アルミニウム合金材の成形加工方法により成形される成形加工品 |
| CN103045974A (zh) * | 2013-01-09 | 2013-04-17 | 湖南大学 | 提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法 |
| CN103667825A (zh) * | 2013-12-30 | 2014-03-26 | 上海华峰新材料研发科技有限公司 | 一种超高强高韧耐蚀铝合金及其制造方法 |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010159489A (ja) * | 2008-12-09 | 2010-07-22 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ７０００系アルミニウム合金材の成形加工方法及び該７０００系アルミニウム合金材の成形加工方法により成形される成形加工品 |
| CN103045974A (zh) * | 2013-01-09 | 2013-04-17 | 湖南大学 | 提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法 |
| CN103667825A (zh) * | 2013-12-30 | 2014-03-26 | 上海华峰新材料研发科技有限公司 | 一种超高强高韧耐蚀铝合金及其制造方法 |
| CN104018040A (zh) * | 2014-06-23 | 2014-09-03 | 北京科技大学 | 一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法 |
| CN104313521A (zh) * | 2014-11-12 | 2015-01-28 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种提高7075铝合金板材性能的加工方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023039141A1 (en) * | 2021-09-09 | 2023-03-16 | Novelis Inc. | Aluminum alloy article having low roping and methods of making the same |
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