CN111850436A

CN111850436A - 一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法

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Publication number: CN111850436A
Application number: CN202010742549.3A
Authority: CN
Inventors: 潘清林; 潘谈; 刘竝; 孙雨乔; 王维裔; 叶绩
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2020-07-29
Filing date: 2020-07-29
Publication date: 2020-10-30
Anticipated expiration: 2040-07-29
Also published as: CN111850436B

Abstract

本发明涉及铝合金热处理方法技术领域，尤其涉及一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法。本发明对高强韧铝合金依次进行固溶前弥散相预析出处理、固溶处理和双级时效处理；所述固溶前弥散相预析出处理的温度为320～350℃，保温时间为6～8h，冷却方式为室温水冷，在提高合金基体强度的基础上，同时提高了合金MIG焊接接头强度。

Description

一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法

技术领域

本发明涉及铝合金热处理方法技术领域，尤其涉及一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法。

背景技术

高强韧铝合金材料是实现交通运输轻量化、高速化、现代化的关键材料。它的大量使用可使其车辆自重减轻30～50％，制造工作量减少40％，提高运行、加速和安全舒适性能。现有的高强韧铝合金强度高、韧性好，但可焊性差、MIG焊接抗再结晶软化的能力弱，焊接接头强度低，且存在合金的强度与可焊性相互制约难以协同匹配的问题。

目前主要从以下方面来分别改善高强韧铝合金材料的强度和MIG焊接性能。一是在合金中引入稀土Ce、La和/或过渡金属Cr、Mn等微合金化元素，通过改善合金组织，形成新的细小铝化物相来提高合金的基体强度；二是寻求新的成分复杂且合金化程度高的焊丝通过细化合金MIG焊接接头焊缝处的晶粒来提高其接头强度。上述第一种方法对提高合金基体强度能起到一定的效果，但MIG焊接时导致添加的元素在铝基体中会发生某些偏聚、形成粗大相等现象，丧失钉扎位错的能力而无法发挥微合金化的有利作用，起不到对焊接接头的弥散析出强化作用；第二种方法只能单一提高焊接接头强度，不能提高合金基体的强度，且对MIG焊而言新的焊丝价格较贵，从而增加了材料成本。因此，如何同时提高高强韧铝合金的基体强度和焊接接头强度，成为亟待解决的问题。

发明内容

针对目前高强韧铝合金的基体强度和MIG焊接接头强度难以同时提高这一问题，本发明的目的在于提供一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法，在保证高强韧铝合金基体强度有所提高的基础上，同时提高合金的焊接接头强度，扩大高强韧铝合金的应用范围。

为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

本发明提供了一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法，包括以下步骤：

将高强韧铝合金依次进行固溶前弥散相预析出处理、固溶处理和双级时效处理；

所述固溶前弥散相预析出处理的温度为320～350℃，保温时间为6～8h，冷却方式为室温水冷。

优选的，所述固溶处理的温度为475℃，保温时间为1h。

优选的，所述固溶处理的冷却方式为室温水淬火。

优选的，所述固溶处理自保温结束至冷却开始的时间小于60秒。

优选的，所述双级时效处理包括依次进行的第一级时效和第二级时效；所述第一级时效的温度为120℃，保温时间为6h；所述第二级时效的温度为155℃，保温时间为10h。

优选的，所述高强韧铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。

优选的，以质量百分含量计，所述高强韧铝合金包括：Zn 5.2～5.6％，Mg 1.8～2.2％，Cu 0.30～0.40％，Mn 0.25～0.35％，Sc 0.12～0.16％，Zr 0.10～0.14％，Y 0.08～0.12％，Fe不大于0.12％，Si不大于0.12％和余量的Al；杂质元素单个含量不大于0.05％，杂质元素总含量不大于0.15％。

优选的，所述高强韧铝合金为挤压型材。

本发明提供了一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法，包括以下步骤：将高强韧铝合金依次进行固溶前弥散相预析出处理、固溶处理和双级时效处理；所述固溶前弥散相预析出处理的温度为320～350℃，保温时间为6～8h，冷却方式为室温水冷。

本发明先进行固溶前弥散相预析出处理，然后进行固溶处理和双级时效处理；固溶前弥散相预析出处理，可促进纳米级铝化物弥散相的析出,该相强烈钉扎位错和亚晶界，能够抑制后续固溶处理过程中合金发生再结晶，产生亚结构强化和直接的析出强化作用。另一方面，预析出处理形成的细小均匀的弥散相在合金时效过程中可诱导析出亚稳强化相，大大提高合金基体的强度，同时该细小均匀的弥散相在MIG焊接过程中可细化合金焊缝处的晶粒，从而提高焊接接头的强度。实施例的结果表明，本发明经固溶前弥散相预析出处理后合金基体的抗拉强度和焊接接头强度分别比常规热处理状态提高24～27MPa和40～42MPa，说明本发明提供的热处理方法在提高合金基体强度的基础上，同时提高了合金MIG焊接接头强度。

附图说明

图1为对比例1经热处理后合金纳米级铝化物弥散相的透射电子显微组织图；

图2为实施例1经热处理后合金纳米级铝化物弥散相的透射电子显微组织图；

图3为对比例1经常规热处理+MIG焊接后焊缝区的金相组织图；

图4为实施例1经热处理+MIG焊接后焊缝区的金相组织图。

具体实施方式

本发明所述热处理方法对任意需要提高基体强度和MIG焊接接头强度的高强韧铝合金均适用。在本发明中，所述高强韧铝合金优选为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金；以质量百分含量计，所述高强韧铝合金优选包括：Zn 5.2～5.6％，Mg 1.8～2.2％，Cu 0.30～0.40％，Mn0.25～0.35％，Sc 0.12～0.16％，Zr 0.10～0.14％，Y0.08～0.12％，Fe不大于0.12％，Si不大于0.12％和余量的Al；杂质元素单个含量不大于0.05％，杂质元素总含量不大于0.15％。在本发明的实施例中，所述高强韧铝合金的成分为：Zn 5.42％，Mg 2.12％，Cu0.36％，Mn 0.28％，Sc 0.13％，Zr 0.12％，Y 0.10％，Fe 0.11％，Si 0.09％，其他杂质元素单个不大于0.03％，杂质元素总和不大于0.12％，余量为Al。

从型材上，本发明所述高强韧铝合金优选为挤压型材的高强韧铝合金，挤压比优选为28。在本发明中，所述挤压型材的高强韧铝合金的厚度优选为1～5mm，进一步优选为2～3mm。本发明对所述高强韧铝合金的来源没有特殊要求，采用本领域熟知的市售商品或按上述化学成分自行制备得到均可。

本发明将高强韧铝合金进行固溶前弥散相预析出处理。在本发明中，所述固溶前弥散相预析出处理的温度为320～350℃，保温时间为6～8h，冷却方式为室温水冷。在本发明的实施例中，所述固溶前弥散相预析出处理的温度具体为320℃、340℃或350℃；保温时间具体为6h、7h或8h。

在本发明中，所述固溶前弥散相预析出处理可以有效调控合金中纳米级铝化物弥散相的大小、分布和数量，使其在基体中呈细小、均匀析出，以利于抑制后续的固溶处理过程中发生再结晶和时效过程中弥散相诱导强化相的析出以及焊接过程中细化合金焊缝处的晶粒，同时提高合金基体强度和焊接接头强度。

完成所述固溶前弥散相预析出处理后，本发明对处理后的高强韧铝合金进行固溶处理。

在本发明中，所述固溶处理的温度优选为475℃，保温时间优选为1h；所述固溶处理的冷却方式优选为室温水淬火。在本发明中，所述固溶处理自保温结束至冷却开始的时间优选小于60秒，更优选小于40秒。在本发明中，当所述固溶处理自保温结束至冷却开始的时间在60秒以上时，会对合金的强度和抗应力腐蚀性能产生不利影响。本发明所述固溶处理能够将合金元素充分溶入基体中，提高固溶溶质原子浓度，以获得高的人工时效强化效果；所述室温水淬火将固溶过程中合金基体中的溶质原子和空位以过饱和形式保留至室温。

完成所述固溶处理后，本发明将所述固溶处理后的高强韧铝合金进行双级时效处理。在本发明中，所述双级时效处理优选包括依次进行的第一级时效和第二级时效；所述第一级时效的温度优选为120℃，保温时间优选为6h；所述第二级时效的温度优选为155℃，保温时间优选为10h。

本发明所述第一级时效温度较低，使其在合金中预析出处理形成的弥散相诱导析出亚稳强化相，大大提高合金基体的强度，同时可细化MIG焊接的焊缝处的晶粒，提高焊接接头强度；所述第二级时效温度较高，使晶界平衡相发生球化，呈断续分布以改善合金的耐蚀性。本发明对所述双级时效的实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的实施方式即可。

经本发明的热处理方法处理后，高强韧铝合金基体的强度大幅提高，将热处理后的高强韧铝合金用于MIG焊接，同时焊接接头的强度较热处理前焊接接头的强度也大幅提高。本发明对所述MIG焊接的过程和条件没有特殊要求，本领域熟知的高强韧铝合金的MIG焊接过程和条件均适用。在本发明的实施例中，所述MIG焊接的工艺条件为：选用直径为2.0mm的ER1571铝合金焊丝，保护气体为纯氩，流量为40L/min，焊接电流为230A，电压为20V，焊接速度为360mm/min。

下面结合实施例对本发明提供的同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

高强韧铝合金为挤压比为28的长方形铝合金空心型材(合金挤压型材的截面尺寸为：长58mm，宽46mm，厚2mm)，所述高强韧铝合金的化学成分(质量百分含量)为：Zn 5.42％，Mg 2.12％，Cu 0.36％，Mn 0.28％，Sc 0.13％，Zr 0.12％，Y 0.10％，Fe 0.11％，Si0.09％，其他杂质元素单个不大于0.03％，总和不大于0.12％，余量的Al。

热处理方法为：

(1)固溶前弥散相预析出处理：340℃/7h，室温水冷；

(2)固溶处理：475℃/1h；然后立即进行室温水淬火；

(3)双级时效：120℃/6h+155℃/10h。

对热处理后的铝合金进行MIG焊接，焊接工艺为：合金型材厚2.0mm，选用直径为2.0mm的ER1571铝合金焊丝，保护气体为纯氩，流量为40L/min，焊接电流为230A，电压为20V，焊接速度为360mm/min。

实施例2

采用本发明的热处理方法对高强韧铝合金型材进行热处理，与实施例1的不同之处仅在于：步骤(1)中固溶前弥散相预析出处理为320℃/8h。

对热处理后的铝合金进行MIG焊接，焊接工艺同实施例1。

实施例3

采用本发明的热处理方法高强韧铝合金型材进行热处理，与实施例1的不同之处仅在于：步骤(1)中固溶前弥散相预析出处理为350℃/6h。

对热处理后的铝合金进行MIG焊接，焊接工艺同实施例1。

对比例1

对实施例1所述的铝合金型材采用常规热处理，具体热处理工艺为：

(1)固溶处理：475℃/1h；然后立即进行室温水淬处理；

(2)双级时效：120℃/6h+155℃/10h。

对热处理后的铝合金进行MIG焊接，焊接工艺同实施例1。

分别对实施例1～3和对比例1经热处理后以及经热处理+MIG焊接后的高强韧铝合金进行拉伸力学性能测试，采用标准拉伸试验测试合金的强度和伸长率，测试结果见表1。

表1实施例与对比例合金型材的拉伸力学性能测试结果

从表1可以看出，与常规热处理相比，经固溶前弥散相预析出处理后合金基体的抗拉强度和焊接接头强度分别比常规热处理状态提高24～27MPa和40～42MPa，说明本发明提供的热处理方法在提高合金基体强度的基础上，同时提高了合金MIG焊接接头强度。

图1和图2分别为对比例1和实施例1经热处理后合金纳米级铝化物弥散相的透射电子显微组织图。从图中可以看出，经本发明热处理方法处理后，晶内弥散相呈细小、均匀分布(图2)，且数量比常规热处理工艺处理的合金多(图1)。图3和图4分别为对比例1和实施例1经热处理+MIG焊接后焊缝区的金相组织图。可见经本发明热处理方法处理+MIG焊接后焊缝区晶粒(图4)比常规热处理工艺处理的细小(图3)。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种同时提高高强韧铝合金基体强度和焊接接头强度的热处理方法，包括以下步骤：

2.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为475℃，保温时间为1h。

3.根据权利要求2所述的热处理方法，其特征在于，所述固溶处理的冷却方式为室温水淬火。

4.根据权利要求2或3所述的热处理方法，其特征在于，所述固溶处理自保温结束至冷却开始的时间小于60秒。

5.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述双级时效处理包括依次进行的第一级时效和第二级时效；所述第一级时效的温度为120℃，保温时间为6h；所述第二级时效的温度为155℃，保温时间为10h。

6.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述高强韧铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。

7.根据权利要求6所述的热处理方法，其特征在于，以质量百分含量计，所述高强韧铝合金包括：Zn 5.2～5.6％，Mg 1.8～2.2％，Cu 0.30～0.40％，Mn 0.25～0.35％，Sc 0.12～0.16％，Zr 0.10～0.14％，Y 0.08～0.12％，Fe不大于0.12％，Si不大于0.12％和余量的Al；杂质元素单个含量不大于0.05％，杂质元素总含量不大于0.15％。

8.根据权利要求1所述的热处理方法，其特征在于，所述高强韧铝合金为挤压型材。