提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法
阅读：0发布：2021-07-13
专利汇可以提供提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 属于金属及 合金 的制备和 热处理 技术领域，提供了一种提高 变形 铝 合金 强度并保持其塑性的热加工方法，该方法先将 铝合金 进行 铸造 形成 铸锭 、再将铸锭进行均匀化处理和热变形处理后形成板材；将所述热变形处理之后的板材依次进行固溶和淬火处理、自然时效处理、冷变形处理和人工时效处理。该方法不仅可以用于大规模生产高强铝合金，而且相比现有的热加工方法制造成本不会升高。，下面是提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法专利的具体信息内容。
1.一种提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，该方法先将铝合金进行铸造形成铸锭、再将铸锭进行均匀化处理和热变形处理后形成板材；其特征是，将所述热变形处理之后的板材依次进行固溶和淬火处理、自然时效处理、冷变形处理和人工时效处理；
所述固溶和淬火处理是：将所述板材在450℃-600℃的温度下固溶处理10min-2h，然后淬火，得淬火后的板材；
所述自然时效处理是将淬火后的板材在20℃-25℃的温度下放置0.5h-400h，得自然时效处理后的板材；
所述冷变形处理是将所述自然时效处理后的板材冷轧成0.5mm-2mm厚度的薄板；
所述人工时效处理是将所述薄板置于70℃-200℃的温度下，直到薄板硬度达到峰值时停止人工时效处理。
2.根据权利要求1所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述铝合金为6千系铝合金、7千系铝合金或2千系铝合金。
3.根据权利要求2所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述铝合金为6千系铝合金时，所述固溶和淬火处理是将所述板材在540℃-560℃的温度下固溶处理10min-40 min；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置0.5h-336h；所述人工时效处理是将所述薄板在120℃-180℃的温度下处理0.5h-200h。
4.根据权利要求2所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述铝合金为2千系铝合金时，所述固溶和淬火处理是将所述板材在500℃-540℃的温度下固溶处理10min-40 min；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置0.5h-336h；所述人工时效处理是将所述薄板在120℃-180℃的温度下处理1h-100h。
5.根据权利要求2所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述铝合金为7千系铝合金时，所述固溶和淬火处理是将所述板材在450℃-470℃的温度下固溶处理1h-2h；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置24h-168h；所述人工时效处理是将所述薄板在70℃-100℃的温度下处理20h-60h。
6.根据权利要求1-5之一所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述均匀化处理是将铸锭在450℃-550℃的温度下处理20h-25h。
提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法
技术领域
背景技术
[0002] 随着现代交通工具对减重的要求越来越高，铝合金作为重要的结构材料在汽车、高铁和航空工业等领域的应用逐渐增多。目前在交通工具上应用的高端铝合金材料，如挤压型材、板材和锻件，基本属于变形铝合金，包括6×××系、2×××系和7×××系等合金。这些铝合金在铸造后会在一定的温度下进行铸锭的均匀化处理，然后进行热变形和冷变形。经过变形后，工厂会对这些合金进行固溶处理和淬火，然后进行时效处理以获得较高的强度，这就是铝合金热处理方法中典型的T6处理。如果在热变形后直接快速冷却然后进行时效处理，这种方法一般称为T5热处理方法。例如国内公开号为CN102337429A的发明专利“高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法”，授权专利号为ZL 200910043311.5 的发明专利“提高6×××系铝合金薄板加工成形性与烘烤硬化性能的热处理方法”，授权专利号为 ZL 200910212938.9的发明专利“高强、高断裂韧性的2×××系铝合金及其加工方法”以及2007年公布的专利号WO 2007/144186和2012年公布的专利号WO2012/080592等与变形铝合金加工相关的发明专利中，具体实施的铝合金热加工方法流程均符合上面的描述。经过热处理的铝合金中形成了大量的纳米尺度的硬化颗粒，从而使铝合金得以强化，这就是铝合金材料的主要强化机制——析出强化。对于一种成分固定的变形铝合金，其力学性能主要由其经历的热加工方法决定，如加工变形量和热处理温度等。
[0003] 然而传统的热加工方法存在不少问题，首先冷变形后产品最终形状固定，此后再进行高温退火和淬火特别是水淬时样件表面温度不均引起热应力，这会使产品产生变形甚至开裂。这种现象造成铝合金产品的成品率和质量降低，制造成本升高。另外对于6×××系铝合金，水淬后室温停放阶段发生的自然时效对后续人工时效的硬化潜力有非常不利的影响。更为重要的是传统方法制备的铝合金跟钢材等其他金属结构材料相比强度仍然偏低，这也阻碍了铝合金作为一种轻量化材料的应用范围。目前用于提高铝合金强度的方法主要包括添加更多合金元素和晶粒细化。添加更多的合金元素主要可以使合金在时效处理阶段能够形成更多的析出相，从而使铝合金强度提高。但是添加更多的合金元素不仅会使制造成本升高，也会使铸造和加工成型难度增大。晶粒细化主要是通过大塑性变形获得的，如等径角挤压（ECAP），高压扭转（HPT），深冷轧制（Cryo-rolling）和动态塑性变形（DPD）等。通过这些大塑性变形方法制备的合金虽然因为晶粒得到了细化而强度提升，但相比传统T6和T5处理其塑性大幅度降低甚至没有明显的室温塑性。另外铝合金在用大塑性变形方法制备过程中会因为局部应变失稳而引入微孔等缺陷，这些缺陷对其疲劳寿命和服役安全造成了很大威胁。更为重要的是上述大塑性变形方法只能制备小样件，难以进行大规模生产，而且制造方法复杂，对设备性能要求高。正因为以上因素大塑性变形方法目前仍然难以用于高性能铝合金的工业化生产。综上所述，开发能够提高变形铝合金强度并保持其塑性且可以进行大规模生产的低成本热加工方法，对改善变形铝合金的力学性能并拓展其使用范围非常重要。
发明内容
[0004] 针对上述问题，本发明提供一种提高变形铝合金强度并保持其塑性的新型热加工方法，该方法不仅可以用于大规模生产高强铝合金，而且相比现有的热加工方法制造成本不会升高。
[0005] 为实现上述发明的目的，本发明采用以下技术方案。
[0006] 一种提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，该方法先将铝合金进行铸造形成铸锭、再将铸锭进行均匀化处理和热变形处理后形成板材；将所述热变形处理之后的板材依次进行固溶和淬火处理、自然时效处理、冷变形处理和人工时效处理； 所述固溶和淬火处理是：将所述板材在450℃-600℃的温度下固溶处理10min-2h，然后淬火，得淬火后的板材；所述自然时效处理是将淬火后的板材在20℃-25℃的温度下放置0.5h-400h，得自然时效处理后的板材；
所述冷变形处理是将所述自然时效处理后的板材冷轧成0.5mm-2mm厚度的薄板；
所述人工时效处理是将所述薄板置于70℃-200℃的温度下，直到薄板硬度达到峰值时停止人工时效处理。
所述冷变形处理是将所述自然时效处理后的板材冷轧成0.5mm-2mm厚度的薄板；
所述人工时效处理是将所述薄板置于70℃-200℃的温度下，直到薄板硬度达到峰值时停止人工时效处理。
[0007] 所述铝合金优选为6千系铝合金、7千系铝合金或2千系铝合金。
[0008] 所述铝合金为6千系铝合金时，优选的处理方案是：所述固溶和淬火处理是将所述板材在540℃-560℃的温度下固溶处理10min-40 min；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置0.5h-336h；所述人工时效处理是将所述薄板在120℃-180℃的温度下处理0.5h-200h。
[0009] 所述铝合金为2千系铝合金时，优选的处理方案是：所述固溶和淬火处理是将所述板材在500℃-540℃的温度下固溶处理10min-40 min；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置0.5h-336h；所述人工时效处理是将所述薄板在120℃-180℃的温度下处理1h-100h。
[0010] 所述铝合金为7千系铝合金时，优选的处理方案是：所述固溶和淬火处理是将所述板材在450℃-470℃的温度下固溶处理1h-2h；所述自然时效处理是在20℃-25℃的温度下放置24h-168h；所述人工时效处理是将所述薄板在70℃-100℃的温度下处理20h-60h。
[0011] 6、根据权利要求1-5之一所述提高变形铝合金强度并保持其塑性的热加工方法，其特征是，所述均匀化处理是将铸锭在450℃-550℃的温度下处理20h-25h。 [0012] 下面对本发明做进一步的解释和说明：本发明的原理是：
本发明提供的热加工方法路径相比传统的方法路径虽然只是调整了工艺顺序（见附图
1和2），不用增加任何设备和工序，但是本发明制备材料的物理强化机制与传统方法差别很大。
本发明提供的热加工方法路径相比传统的方法路径虽然只是调整了工艺顺序（见附图
1和2），不用增加任何设备和工序，但是本发明制备材料的物理强化机制与传统方法差别很大。
[0013] 传统的热加工方法制备的合金主要是靠析出相来强化的。淬火后进行时效处理，过饱和固溶体会发生分解，析出相均匀形核并随时效时间延长逐渐长大。对于传统的热加工方法，主要是通过时效处理调控硬化纳米颗粒的析出来提高铝合金强度和改善其力学性能。一般情况下细小而弥散的析出相对提高合金的强度有利。
[0014] 本发明的工艺方法，冷变形前的时效处理和冷变形后的时效处理是影响本发明技术制备的铝合金性能的重要因素。淬火后的室温停放阶段，铝合金一般会发生自然时效，铝基体内会形成尺寸只有数十个原子大小的团簇。自然时效时间不同，铝合金基体内形成的自然时效团簇的尺寸、成分和数量都会发生变化。这些自然时效团簇和残留的淬火空位会影响铝合金在冷变形（如冷轧）后的形变结构，比如位错密度、位错形态和亚胞大小等。冷变形后进行时效处理，形变结构会发生丰富的显微结构演变。在后面的时效处理过程中，铝合金内部不仅会发生各种缺陷（比如位错）诱导的析出，形变结构也会发生回复和再结晶。析出，回复和再结晶会相互影响并共同决定铝合金最终的显微结构及力学性能。 [0015] 因此冷变形前铝合金中合金元素的聚集状态以及变形后的时效处理是获得强度和塑性良好结合的关键。合金元素的聚集状态影响冷变形过程中位错与溶质原子的交互作用，从而使变形后铝合金的形变结构存在差异。如果后续的时效处理温度过低（低于60℃）则会阻碍位错等缺陷的退化，这样铝合金会保持形变状态下的低延伸率状态。但是如果温度过高（高于200℃），形变结构会急剧地回复和再结晶，析出物也会迅速粗化，这样就达不到提高铝合金强度的目的了。发明人系统研究了铝合金中合金元素的聚集状态（固溶淬火态，自然时效团簇或析出相）对冷变形后形变结构的影响，并探究了这些形变结构在后续时效处理时的响应情况。通过本发明方法处理的铝合金强度有不同程度的提高，恰当的后续时效处理还可以获得与传统T6或T5处理铝合金相当的断后延伸率。针对不同的变形铝合金，选择合适的变形前状态和后续时效处理方法才能获得强度和塑性的最优结合。 [0016] 值得注意的是本发明方法中提到的冷变形会随着合金中元素总含量的升高而难度增大，因此对于合金元素总含量高的7×××系合金和部分2×××系合金（比如2024和7075，合金元素含量非常高；高强铝合金的含量指其合金元素超过5%.wt），可以在前面提到的固溶处理、淬火和室温停放可以放在热变形前，热变形后直接进行后续的时效处理。 [0017] 另外，更进一步提供另一种技术方案：上述铝合金也可以在淬火后进行人工时效处理，然后再进行自然时效处理（室温停放）和冷变形处理。
[0018] 与现有技术相比，本发明的优势在于：1、本发明通过调控冷变形前铝合金中合金元素的聚集状态并选择合适的后续时效处理方法，可以有效地控制形变结构中合金元素的析出以及缺陷的退化，不仅可以获得比传统热加工方法处理的铝合金更高的强度（提高20%-60%；），同时还可以保持良好的塑性。
[0019] 2、本发明的新型热加工方法方案可以在现有的变形铝合金生产装备中进行，不需增加新的热加工装备；没有增加新的工序而且不同热加工工序之间可停留时间长，符合工厂实际情况便于实际操作，且热处理温度有较宽窗口，易于保证产品质量稳定，可以节省能源和设备投资。
[0020] 3、本发明提供的方法在产品最终形状固定后（即冷变形后），不需要再进行淬火，这样可以避免淬火特别是水淬时样件表面温度不均引起的热应力造成的产品变形甚至开裂，有助于提高变形铝合金产品的成品率和质量，降低制造成本。
[0021] 4、本发明提供的技术所加工制造的铝合金强度可以大幅提高并同时具有可观的塑性，可以使中等强度的6×××系合金具有传统高强度铝合金2×××系甚至7×××系的强度，这不仅可以拓宽低成本的6×××系铝合金的使用范围，还可以提升铝合金相对传统金属材料的优势。
[0022] 5、本发明方法需要的后续时效处理温度相比传统T6或T5处理的温度更低（降低了30℃-50℃），时间更短（相同处理温度下缩短了20小时左右），有利于降低能耗，节约成本。
[0023]
附图说明
[0024] 图1 是本发明的热加工方法简图；图 2是传统变形铝合金的热加工方法简图；
图3是实施例3和对比实施例1的应力应变曲线；
图4是实施例6与实施例9和对比实施例2的应力应变曲线；
图5是实施例10-12和对比实施例3的应力应变曲线；
图6是实施例14-15和对比实施例4的应力应变曲线。
图3是实施例3和对比实施例1的应力应变曲线；
图4是实施例6与实施例9和对比实施例2的应力应变曲线；
图5是实施例10-12和对比实施例3的应力应变曲线；
图6是实施例14-15和对比实施例4的应力应变曲线。
具体实施方式
[0025] 以下结合实施案例对本发明热加工方法进一步阐释并进行数据说明，但本发明不局限于这些实施例。
[0026] 为便于对比，实施例所用变形铝合金种类分别为AA6061 (Al-Mg-Si)，AA6013 (Al-Mg-Si-Cu)，AA2618 (Al-Cu-Mg)和AA7N01 (Al-Zn-Mg)。这四种合金的具体化学成分分别是: Mg0.75 wt.%, Si0.75 wt.%, Mn 0.15 wt.%, Cr 0.15 wt.%, Ti 0.02 wt.%，Fe0.20 wt.%，其余为铝；Mg 1.0 wt.%, Si0.5 wt.%, Cu 0.8 wt.%, Mn 0.15 wt.%, Cr 0.15 wt.%, Ti 0.02 wt.%，Fe 0.20 wt.%，其余为铝；Mg1.43 wt.%, Si 0.63 wt.%, Cu 2.31 wt.%, Mn 0.15 wt.%, Cr 0.15 wt.%, Ti 0.02 wt.%，Fe 0.20 wt.%，其余为铝； Mg1.53 wt.%, Si 0.03 wt.%, Zn4.51 wt.%, Mn 0.15 wt.%, Cr 0.15 wt.%, Ti 0.02 wt.%，Fe
0.20 wt.%，其余为铝。对比实施例也采用上述四种变形铝合金，具体方法采用传统的热加工方法。合金硬度测试在 HXD-1000T 型 Vickers 硬度试验机上进行, 实验载荷为 4.9 N, 持续时间为10 s。显微硬度测试均重复3次以上，因此显微硬度值是大量实验的平均值。拉伸试验采用标准为：GB228-87。
0.20 wt.%，其余为铝。对比实施例也采用上述四种变形铝合金，具体方法采用传统的热加工方法。合金硬度测试在 HXD-1000T 型 Vickers 硬度试验机上进行, 实验载荷为 4.9 N, 持续时间为10 s。显微硬度测试均重复3次以上，因此显微硬度值是大量实验的平均值。拉伸试验采用标准为：GB228-87。
[0027] 对比实施例1AA6061铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧、间歇性退火并最后冷轧成1mm 厚的薄板。薄板在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理水淬后，立即在油浴炉中进行180℃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1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0028] 对比实施例2AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧、间歇性退火并最后冷轧成1mm 厚的薄板。薄板在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理水淬后，立即在油浴炉中进行180℃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24小时，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0029] 对比实施例3AA2618铝合金铸锭在循环空气电阻炉中520℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧、间歇性退火并最后冷轧成1mm 厚的薄板。薄板在空气循环电阻炉中进行540℃×30min固溶处理水淬后，立即在油浴炉中进行180℃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15小时，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0030] 对比实施例4AA7N01铝合金铸锭在循环空气电阻炉中450℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧、间歇性退火并最后冷轧成2mm 厚的薄板。薄板在空气循环电阻炉中进行470℃×2 h固溶处理水淬后，立即在油浴炉中进行120℃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，达到峰值硬度的时效时间分别为48h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0031] 实施例1AA6061铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放30分钟后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h，12h，1h和30min，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0032] 实施例2AA6061铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1天后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间,达到峰值的时间分别是120h，12h，1h和10min，，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0033] 实施例3AA6061铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放2周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h，10h，1h和10min然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验，120℃时效处理达到峰值强度时间为8h，150℃为1h。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0034] 实施例4AA6061铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放4周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，达到峰值的时间分别是
82h，4h，1h和10min通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
82h，4h，1h和10min通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0035] 实施例5AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放30分钟后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是192h，300h，18h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0036] 实施例6AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1天后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是192h，120h，12h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。120℃时效处理达到峰值硬度时间为120h，150℃为12h，180℃为1h。
人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0037] 实施例7AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放2周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是192h，300h，10h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0038] 实施例8AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温停放4周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行
70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h，300h，18h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
70℃,120℃,150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h，300h，18h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0039] 实施例9AA6013铝合金铸锭在循环空气电阻炉中550℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行560℃×30min固溶处理和水淬，随后在油浴炉中对板材进行180℃时效处理，处理时间为10min，处理后的板材经多道次最后冷轧成
1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃和150℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h和16h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃和150℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h和16h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0040] 实施例10AA2618铝合金铸锭在循环空气电阻炉中520℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行540℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放30分钟后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃和150℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是74h和16h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。
120℃时效处理达到峰值硬度的时间为74h。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
120℃时效处理达到峰值硬度的时间为74h。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0041] 实施例11AA2618铝合金铸锭在循环空气电阻炉中520℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行540℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1天后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃和150℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是100h和66h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。120℃时效处理达到峰值硬度的时间为100h。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0042] 实施例12AA2618铝合金铸锭在循环空气电阻炉中520℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行540℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃和150℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是100h和72h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。120℃时效处理达到峰值硬度的时间为100h。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0043] 实施例13AA2618铝合金铸锭在循环空气电阻炉中520℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行540℃×30min固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放2周后经多道次最后冷轧成1mm 厚的薄板。随后在油浴炉中对板材进行120℃、150℃和180℃不同时间的时效处理，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，达到峰值的时间分别是120h，42h和1h，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0044] 实施例14AA7N01铝合金铸锭在循环空气电阻炉中450℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行470℃×2h固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1天后经多道次最后冷轧成2mm 厚的板材。随后在油浴炉中对板材进行70℃和90℃不同时间的时效处理，达到峰值的时间分别是55h和24h，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0045] 实施例15AA7N01铝合金铸锭在循环空气电阻炉中450℃×24h 均匀化处理后，切头铣面，经热轧成5mm厚的板材后在空气循环电阻炉中进行470℃×2h固溶处理和水淬。然后把板材在室温（例如20℃-25℃）停放1周后经多道次最后冷轧成2mm 厚的板材。随后在油浴炉中对板材进行70℃和90℃不同时间的时效处理，达到峰值的时间分别是55h和24h，通过硬度测试找到各个合金峰值时效的时间，然后对峰值时效态的铝合金进行拉伸试验。人工时效在油浴炉中进行，控温精度在±2℃。
[0046] 表1对比实施例1和实施例1-4的力学性能测试结果注：σ0.2 是条件屈服强度(Mpa)，σb是抗拉强度(Mpa)，HV是维氏硬度值，δ%是指断后延伸率(%)，测量均采用GB228-87 标准。附图3显示的是相应的应力-应变曲线。
[0047] 从表1和附图3可以看出，冷变形前室温停放1天至2周时间比较合适，冷变形后时效处理温度在120-150℃之间且时效时间在10-120小时为最优后续时效制度。经过本发明提供的工艺处理的合金屈服强度提高50Mpa，抗拉强度提高接近70Mpa，值得注意的是本发明工艺处理的合金延伸率与传统工艺处理的合金相当，在7%左右，部分合金延伸率（达到9%）超过了传统和金。
[0048] 表2对比实施例2和实施例5-9的力学性能测试结果注：σ0.2 是条件屈服强度(Mpa)，σb是抗拉强度(Mpa)，HV是维氏硬度值，δ%是指断后延伸率(%)，测量均采用GB228-87 标准。附图4显示的是相应的应力-应变曲线。
[0049] 从表2和附图4可以看出，冷变形前的处理以室温停放1天至2周或180℃时效5-20分钟比较合适，冷变形后时效处理温度在120-180℃之间且时效时间在1-120小时为最优后续时效制度。经过本发明提供的工艺处理的合金屈服强度提高80-150Mpa，抗拉强度提高接近70-150Mpa，值得注意的是本发明工艺处理的合金延伸率与传统工艺处理的合金相当，在10%左右。另外本发明提供的工艺后续时效180℃时只需处理1小时，而传统和金则需要24小时，时间大大节省。
[0050] 表3对比实施例3和实施例10-13的力学性能测试结果注：σ0.2 是条件屈服强度(Mpa)，σb是抗拉强度(Mpa)，HV是维氏硬度值，δ%是指断后延伸率(%)，测量均采用GB228-87 标准。附图5显示的是相应的应力-应变曲线。
[0051] 从表3和附图5可以看出，冷变形前的处理以室温停放1周至2周比较合适，冷变形后时效处理温度在120-150℃之间且时效时间在20-120小时为最优后续时效制度。经过本发明提供的工艺处理的合金屈服强度提高130-180Mpa，抗拉强度提高接近100-150Mpa，值得注意的是本发明工艺处理的合金延伸率与传统工艺处理的合金相当，在8%左右。 [0052] 表4对比实施例4和实施例14-15的力学性能测试结果注：σ0.2 是条件屈服强度(Mpa)，σb 是抗拉强度(Mpa)，HV是维氏硬度值，δ%是指断后延伸率(%)，测量均采用GB228-87 标准。附图6显示的是相应的应力-应变曲线。
[0053] 从表4和附图6可以看出，冷变形前的处理以室温停放1周以上比较合适，冷变形后时效处理温度在70-90℃之间且时效时间在20-50小时为最优后续时效制度。经过本发明提供的工艺处理的合金屈服强度提高180-200Mpa，抗拉强度提高接近140-170Mpa，值得注意的是本发明工艺处理的合金延伸率只比传统工艺处理的合金略低，在7-8%左右，仍满足工业应用要求。
[0054] 总之，从表1-4和附3-6可以看出，相比对比实施例，以上结果显示本发明提供的热加工方法制备的铝合金相对传统方法制备的铝合金强度均提升20%-50%，而断后延伸率与传统合金相当。本发明提供的铝合金方法适用于2千系合金，6千系合金和7千系合金，后续时效处理的温度比传统T6和T5低，在同样温度下达到峰值的时间大大缩短。
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