一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法

技术领域

本发明涉及铝合金热处理技术领域，尤其涉及一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法。

背景技术

6xxx系铝合金型材是实现交通运输轻量化的关键材料。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，达到节能降耗的目的。现有的6xxx系铝合金强度较高、塑韧性好，加工成形性优良。但MIG焊接后存在其接头强度较低和接头抗腐蚀能力差等问题。

目前主要从以下方面来改善6xxx系铝合金型材MIG焊的接头强度和接头抗腐蚀能力。即在合金焊丝中添加大量过渡金属和稀土等微合金化元素，通过细化合金MIG焊接接头焊缝处的晶粒产生细晶强化来提高合金的MIG焊接头强度，同时利用焊接余热在焊接接头冷却过程中析出一部分细小的亚稳强化相来改善接头的耐蚀性能。上述方法虽能提高焊接接头强度，并对接头的抗蚀性起到一定的改善作用，但添加的大量微合金化元素容易因制备工艺不当在合金基体中会发生某些偏聚、形成粗大相，而无法发挥微合金化的有利作用，起不到对焊接接头的强化作用，且对MIG焊而言合金化程度高的焊丝制备工艺复杂、价格较贵，从而增加了材料成本。因此，如何提高6xxx系铝合金型材MIG焊接的接头强度和抗蚀能力，成为本领域亟待解决的问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法，本发明提供的热处理方法可大大提高6xxx系铝合金型材焊接接头的强度和抗蚀能力。

为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

本发明提供了一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法，包括以下步骤：

将6xxx系铝合金热挤压型材依次进行在线淬火、峰时效、焊接和焊后低温短时退火处理，得到高焊接性能6xxx系铝合金型材焊接接头。

优选地，所述6xxx系铝合金热挤压型材由6xxx系铝合金经过热挤压得到；所述热挤压的挤压比为25～30。

优选地，所述6xxx系铝合金为Al-Mg-Si-Mn-Cu-Sc-Zr铝合金。

优选地，按质量百分比计，所述6xxx系铝合金的化学成分包括：Mg0.62～0.70％，Si 0.75～0.85％，Mn 0.25～0.30％，Cu 0.15～0.20％，Sc 0.06～0.10％，Zr 0.05～0.08％，Ti 0.01～0.02％，Fe≤0.13％，Zn≤0.12％和余量的Al。

优选地，所述在线淬火的温度为520～540℃。

优选地，所述在线淬火的冷却方式为室温水雾淬火。

优选地，所述6xxx系铝合金热挤压型材自挤压出口至在线淬火冷却开始的时间＜40秒。

优选地，所述峰时效的温度为170～180℃，所述峰时效的保温时间为12～16h。

优选地，所述焊接为MIG焊接。

优选地，所述焊后低温短时退火处理的温度为320～340℃，所述焊后低温短时退火处理的保温时间为0.5～2h，所述焊后低温短时退火处理的冷却方式为室温自然冷却。

本发明提供了一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法，包括以下步骤：将6xxx系铝合金热挤压型材依次进行在线淬火、峰时效、焊接和焊后低温短时退火处理，得到高焊接性能6xxx系铝合金型材焊接接头。本发明先对合金热挤压型材进行在线淬火和峰时效处理，之后进行焊接，冷却后对焊接接头进行低温短时退火处理，可促进纳米级铝化物弥散相在焊接接头中的析出，纳米级铝化物弥散相一方面强烈钉扎位错和晶界，产生亚结构强化和直接的析出强化作用，提高焊接接头的强度，另一方面，低温短时退火形成的细小均匀的弥散相可改变合金基体和焊接接头的电位差，从而提高焊接接头的抗蚀能力。实施例的结果显示，采用本发明提供的热处理方法得到的焊接接头强度比常规焊接后得到的焊接接头强度提高44～49MPa，同时焊接接头的剥蚀等级由EB级降至P级，说明本发明提供的热处理方法可大大提高6xxx系铝合金型材焊接接头的强度和抗蚀能力。

附图说明

图1为6xxx系铝合金热挤压型材的尺寸图；

图2为对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的透射电子显微组织图；

图3为实施例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的透射电子显微组织图；

图4为对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的剥落腐蚀图；

图5为实施例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的剥落腐蚀图。

具体实施方式

本发明提供了一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法，包括以下步骤：

将6xxx系铝合金热挤压型材依次进行在线淬火、峰时效、焊接和焊后低温短时退火处理，得到高焊接性能6xxx系铝合金型材焊接接头。

本发明提供的热处理方法适用于任何化学成分组成的6xxx系铝合金。在本发明中，所述6xxx系铝合金热挤压型材优选由6xxx系铝合金经过热挤压得到。在本发明中，所述6xxx系铝合金热挤压型材的尺寸如图1所示。

在本发明中，所述6xxx系铝合金优选为Al-Mg-Si-Mn-Cu-Sc-Zr铝合金。在本发明中，按质量百分比计，所述6xxx系铝合金的化学成分优选包括：Mg 0.62～0.70％，Si 0.75～0.85％，Mn 0.25～0.30％，Cu 0.15～0.20％，Sc0.06～0.10％，Zr 0.05～0.08％，Ti0.01～0.02％，Fe≤0.13％，Zn≤0.12％和余量的Al，更优选为：Mg 0.63～0.68％，Si 0.76～0.83％，Mn 0.26～0.29％，Cu0.15～0.20％，Sc 0.06～0.10％，Zr 0.05～0.08％，Ti0.01～0.02％，Fe≤0.13％，Zn≤0.12％和余量的Al。在本发明中，所述6xxx系铝合金中单种杂质元素的含量优选≤0.05％，更优选≤0.03％；所述杂质元素的总含量优选≤0.15％，更优选≤0.12％。本发明采用上述6xxx系铝合金具有质量轻、力学性能优异的特点。

本发明对所述6xxx系铝合金的具体来源没有特殊要求，采用本领域熟知的市售产品或按上述化学成分自行制备得到的均可。

在本发明中，所述热挤压的挤压比优选为25～30，更优选为28。在本发明中，所述6xxx系铝合金热挤压型材的厚度优选为1～4mm，更优选为2～3mm。

在本发明中，所述在线淬火的温度优选为520～540℃，更优选为525～535℃，进一步优选为530℃；所述在线淬火的冷却方式优选为室温水雾淬火。本发明通过对6xxx系铝合金热挤压型材进行在线淬火，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；所述室温水雾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。

在本发明中，所述6xxx系铝合金热挤压型材自挤压出口至在线淬火冷却开始的时间优选＜40秒，更优选＜30秒，进一步优选为＜20秒。本发明通过控制铝合金热挤压型材自挤压出口至在线淬火冷却开始的时间，可以避免时间间隔过长导致对合金焊接接头的强化效果和耐蚀性能产生的不利影响。

在本发明中，所述峰时效的温度优选为170～180℃，更优选为175℃；所述峰时效的保温时间优选为12～16h，更优选为13～15h，进一步优选为14h。本发明对所述峰时效的具体操作没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的峰时效的操作即可。本发明通过控制峰时效的参数，可以使合金中析出亚稳强化相，提高合金型材的基体强度。

在本发明中，所述焊接优选为MIG焊接。本发明对所述MIG焊接的具体操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的6xxx系铝合金MIG焊接的操作即可。在本发明中，当6xxx系铝合金为Al-Mg-Si-Mn-Cu-Sc-Zr铝合金时，所述MIG焊接的工艺参数优选为：焊丝为直径为3.0mm的ER5087铝合金焊丝，保护气体为纯氩气，流量为40L/min，焊接电流为230A，电压为20V，焊接速度为360mm/min。

在本发明中，所述焊后低温短时退火处理的温度优选为320～340℃，更优选为325～335℃，进一步优选为330℃；所述焊后低温短时退火处理的保温时间优选为0.5～2h，更优选为1～1.5h；所述焊后低温短时退火处理的冷却方式优选为室温自然冷却。本发明通过控制焊后低温短时退火处理的参数，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，使其在接头基体中呈细小均匀析出，以利于MIG焊接后产生亚结构强化和直接析出强化，提高合金MIG焊接的接头强度和耐蚀性能。

本发明先对合金热挤压型材进行在线淬火和峰时效处理，之后进行焊接，冷却后对焊接接头进行低温短时退火处理，可促进纳米级铝化物弥散相在焊接接头中的析出，纳米级铝化物弥散相一方面强烈钉扎位错和晶界，产生亚结构强化和直接的析出强化作用，提高焊接接头的强度，另一方面，低温短时退火形成的细小均匀的弥散相可改变合金基体和焊接接头的电位差，从而提高焊接接头的抗蚀能力。

下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

一种提高6xxx系铝合金型材焊接接头强度和抗蚀能力的热处理方法，为以下步骤：

将6xxx系铝合金热挤压型材依次进行在线淬火、峰时效、焊接和焊后低温短时退火处理，得到高焊接性能6xxx系铝合金型材焊接接头；

所述6xxx系铝合金热挤压型材由6xxx系铝合金经过热挤压得到；所述热挤压的挤压比为28，所述6xxx系铝合金热挤压型材的厚度为2.0mm；

所述6xxx系铝合金为Al-Mg-Si-Mn-Cu-Sc-Zr铝合金；按质量百分比计，所述6xxx系铝合金的化学成分为：Mg 0.67％，Si 0.82％，Mn 0.28％，Cu 0.17％，Sc 0.06％，Zr0.05％，Ti 0.01％，Fe 0.13％，Zn 0.02％和余量的Al；所述6xxx系铝合金中单种杂质元素的含量≤0.03％，杂质元素的总含量≤0.12％；

所述在线淬火的温度为530℃，在线淬火的冷却方式为室温水雾淬火；

所述6xxx系铝合金热挤压型材自挤压出口至在线淬火冷却开始的时间为30秒；

所述峰时效的温度为175℃，峰时效的保温时间为14h；

所述焊接为MIG焊接，所述MIG焊接的工艺参数为：焊丝为直径为3.0mm的ER5087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；

所述焊后低温短时退火处理的温度为320℃，焊后低温短时退火处理的保温时间为2h，所述焊后低温短时退火处理的冷却方式为室温自然冷却。

实施例2

所述焊后低温短时退火处理的温度为340℃，焊后低温短时退火处理的保温时间为0.5h；

其他条件和实施例1相同。

实施例3

所述焊后低温短时退火处理的温度为330℃，焊后低温短时退火处理的保温时间为1h；

其他条件和实施例1相同。

对比例1

省略焊后低温短时退火处理的操作，其他条件和实施例1相同。

分别对实施例1～3和对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头进行拉伸性能和剥蚀试验测试，其中拉伸性能的测试标准为GB/T 228.1-2010，剥蚀试验的测试标准为GB/T22639-2008，得到的测试结果如表1所示：

表1实施例1～3和对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的性能

从表1可以看出，与未经过焊后低温短时退火处理得到的6xxx系铝合金型材焊接接头相比，采用本发明提供的热处理方法得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的抗拉强度提高44～49MPa，剥蚀等级由EB级降低为P级，说明本发明提供的热处理方法有效提高了6xxx系铝合金型材焊接接头的强度和抗剥蚀能力。

图2为对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的透射电子显微组织图，图3为实施例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的透射电子显微组织图。由图2和图3的对比可以看出，经本发明提供的热处理方法得到的6xxx系铝合金型材焊接接头中内弥散相呈细小、均匀分布(图3)，且数量比未经过焊后低温短时退火处理得到的6xxx系铝合金型材焊接接头中的弥散相多(图2)。

图4为对比例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的剥落腐蚀图，图5为实施例1得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的剥落腐蚀图。由图4和图5的对比可以看出，经本发明提供的热处理方法得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的耐剥蚀性能(图5)比未经过焊后低温短时退火处理得到的6xxx系铝合金型材焊接接头的耐剥蚀性能好(图4)。

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。