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S2、对配料进行熔铸及均匀化处理，使铝合金晶粒内部形成均匀分布的纳米级AlFe
S3、按一定挤压加工条件进行挤压处理，使挤出型材中的铝合金晶粒形成超细亚晶粒；
2.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S2中的均匀化
3.根据权利要求2所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理时
4.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S2中，纳米级
5.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S3中，型材挤
压加工时，铸棒热端的加热温度不超过510℃，加热梯度为20‑80℃/m，挤压出口温度为520‑
6.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S3中包括对型
7.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S4中时效处理
8.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S3中，所述挤
出型材中的超细亚晶粒的尺寸为2‑10um，角度小于15°的小角度晶界占比大于60％。
9.根据权利要求1所述的铝合金挤压型材的制备方法，其特征在于，所述S3中，挤出型
材中的亚晶粒平均尺寸为10μm以下亚晶占比≥78％，亚结构组织占比≥60％，再结晶组织
10.一种通过权利要求1至9任意一项所述的铝合金挤压型材的制备方法制备的铝合金
挤压型材的应用，其特征在于，所述铝合金挤压型材应用于燃油汽车或电动汽车上。
化用高强韧高服役性能铝合金型材，如何获得高强韧、耐疲劳、耐腐蚀、质量轻的铝合金型
材是从业者追求的最终目标。但目前，现有6XXX铝合金体系的材料难以同时满足以上产品
目标和特点，国内仅能生产6061和6082铝合金型材或锻件，且产品性能稳定性较低，特别是
应用，以在铝合组织中形成大量超细亚晶和纳米级强化相，并提升铝合金的强韧、耐疲劳和
S3、按一定挤压加工条件进行挤压处理，使挤出型材中的铝合金晶粒形成超细亚
所述配比的合金成分调控可在半连续铸造过程中，使Mn和Cr最大程度的固溶在铝
基体内，使其在后续的均匀化热处理过程中析出形成纳米级Al(FeMnCr)Si弥散相。
优选地，所述S3中，型材挤压加工时，铸棒热端的加热温度不超过510℃，加热梯度
优选地，所述挤出型材中的超细亚晶粒的尺寸为2‑10um，角度小于15°的小角度晶
优选地，所述S3中，挤出型材中的亚晶粒平均尺寸为10μm以下亚晶占比≥78％(大
于或等于78％)，亚结构组织占比≥60％(大于或等于60％)，再结晶组织占比＜30％(小于
电动汽车上，包括汽车前后防撞梁、前后纵梁、门槛梁、座椅横梁等、仪表板骨架、电池包框
金的变形组织中形成大量的超细亚晶和纳米级强化相，通过超细亚晶和纳米级强化相协同
作用，同步提升铝合金的高强韧、耐疲劳和耐腐蚀特性。对于高强韧、耐疲劳、同时具有优异
的耐腐蚀性能和可挤压性能的6XXX铝合金，其屈服强度最高可超过400MPa，延伸率大于
10％，疲劳强度大于150MPa，晶间腐蚀性能优于6082合金，解决了传统6XXX铝合金性能较
低，限制其大量应用的问题，满足了汽车轻量化对于轻质高强服役性能好的原材料的迫切
本发明高强韧耐疲劳耐腐蚀6XXX铝合金材料应用于汽车前后防撞梁、前后纵梁、
门槛梁、座椅横梁等、仪表板骨架(Cross CarBeam，简称CCB)、电池包框架等零件系统可以
使整个车身重量减轻15％及以上。对于燃油车来说，平均油耗节省8％以上，服役寿命预计
增加3年以上，在整个服役寿命内，可减少废气排放30kg以上；对于电动车来说，预计续航里
图2是本发明实施例一WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的OM组织图；
图3是本发明实施例一WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的腐蚀性能对比图；
图5是本发明实施例一WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分
图6是本发明实施例一WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比图；
图8是本发明实施例二WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的OM组织图；
图10是本发明实施例二WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分
图11是本发明实施例二WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比图；
图14是本发明实施例三WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的OM组织图；
图16是本发明实施例三WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分
图17是本发明实施例三WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比图。
护范围并不受具体实施方式的限制。本领域的普通技术人员根据这些实施方式所做出的结
步骤一：配料，按以下质量百分比的各成分进行配料，Si:1.4，Mg:1.2，Cu:0.8，Mn:
步骤二：均匀化处理，按照在350℃的温度下进行第一级均匀化处理10h，然后在
565℃的温度下进行第二级均匀化处理15h，之后进行强风冷却，获得均匀分布的纳米级
AlFe(MnCr)Si弥散相的铝合金铸锭，如图1所示为弥散相分布的示意图，从图1中可以看出，
步骤三：对铝合金铸锭进行挤压处理，按照铸棒热端加热温度为510℃，加热梯度
控制在80℃/m，挤压速度控制在5mm/s，挤压出口温度在550‑570℃，挤压比为33的挤压工艺
步骤四：时效处理，在线淬火后的型材经过拉伸矫直后，按照时效前停放时间不超
过24h，型材在时效炉180℃下保温12h，出炉空冷的时效工艺制度对型材进行时效。
时效完成后，测试其化学成分、力学性能、疲劳性能、耐腐蚀性能以及显微组织，力
图2及图3所示为本实施例中WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的OM组织图及
腐蚀性能对比图，由图2和图3可见，WHS合金型材ED方向平均腐蚀深度为106μm，而6082合金
型材在ED方向腐蚀深度为347μm，在ED方向上，WHS合金耐腐蚀性能比6082高69％；WHS合金
型材TD方向平均腐蚀深度为109μm，而6082合金型材在TD方向腐蚀深度为369μm，在TD方向
上，WHS合金耐腐蚀性能比6061高70％；因此整体表现来看，WHS合金的耐蚀性能比6082合金
WHS合金型材良好的耐蚀性能得益于其薄的粗晶层和其低的再结晶占比，纤维状
的变形组织及其内部的大量超细亚晶有效阻碍了腐蚀沿晶界扩展的速率及路径，因此WHS
图4是本实施例中WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶组织图，图5是本实施例中WHS
挤压型材合金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分布，图4及图5中的亚结构取向差结果
表明，小于2°的小角度晶界占比高达47％，3°～10°的小角度晶界比例17.4％，10°～15°的
小角度晶界比例2.6％，综上可见，型材变形组织中具有大量的小角度亚晶组织(＜15°的超
细亚晶组织)占比为67％，达到目标值，并且小于10μm低取向差的晶粒占比达到82.3％，达
到目标值。大量的超细亚晶组织保证了型材的强韧性、耐疲劳性能以及耐腐蚀性能。
图6是本实施例中WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比，由图6可
见，WHS合金再结晶分数21 .3％，亚结构分数65％，变形组织分数13 .6％；亚晶组织主要有
组成，因此亚晶组织占比为二者之和，由此可见WHS合金的亚晶组织占比可以达到78.7％。
步骤一：配料，按以下质量百分比的各成分进行配料，Si:1.0，Mg:0.9，Cu:0.5，Mn:
步骤二：均匀化处理，按照在300℃的温度下进行第一级均匀化处理10h，然后在
560℃的温度下进行第二级均匀化处理15h，之后进行强风冷却，获得均匀分布的纳米级
AlFe(MnCr)Si弥散相的铝合金铸锭，如图7所示为弥散相细小且均匀分布的示意图。
步骤三：对铝合金铸锭进行挤压处理，按照铸棒热端加热温度为500℃，加热梯度
控制在50℃/m，挤压速度控制在4mm/s；挤压出口温度控制在540‑570℃，挤压比为59的挤压
工艺对均匀化后的铸锭进行挤压加工，之后在线℃/min对挤出型材进行在线]
步骤四：时效处理，在线淬火后的型材经过拉伸矫直后，按照时效前停放时间不超
过24h，型材在时效炉175℃下保温12h，出炉空冷的时效工艺制度对型材进行时效。
时效完成后，测试其化学成分、力学性能、疲劳性能、耐腐蚀性能以及显微组织，表
图8所示为本实施例采用的WHS型材和6082型材进行晶间腐蚀实验的OM组织图，由
图8可见，WHS合金型材ED方向平均腐蚀深度为171μm，而6082合金型材在ED方向腐蚀深度为
508.33μm，在ED方向上，WHS合金耐腐蚀性能比6082高66％；WHS合金型材TD方向平均腐蚀深
度为154μm，而6082合金型材在TD方向腐蚀深度为486.81μm，在TD方向上，WHS合金耐腐蚀性
能比6082高68％；因此整体表现来看，WHS合金的耐蚀性能比6082合金高67％。
WHS合金型材良好的耐蚀性能得益于其薄的粗晶层和其低的再结晶占比，纤维状
的变形组织及其内部的大量超细亚晶有效阻碍了腐蚀沿晶界扩展的速率及路径，因此WHS
图9是本实施例WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶组织图，图10是本实施例WHS挤
压型材合金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分布，由图9及图10中的亚结构取向差结
果表明，小于2°的小角度晶界占比41％，3°～10°的小角度晶界比例28％，10°～15°的小角
度晶界比例8％，综上可见，型材变形组织中具有大量的小角度亚晶组织(＜15°的超细亚晶
组织)占比为77％，达到目标值，并且小于10μm低取向差的晶粒占比达到84.4％，达到目标
图11是本实施例WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比，由图11可
见，WHS合金再结晶分数24.5％，亚结构分数64.8％，变形组织分数10.8％；亚晶组织主要有
组成，因此亚晶组织占比为二者之和，由此可见WHS合金的亚晶组织占比可以达到75.6％。
步骤一：配料，按以下质量百分比的各成分进行配料，Si:0.8，Mg:0.7，Cu:0.4，Mn:
步骤二：均匀化处理，按照在250℃的温度下进行第一级均匀化处理8h，然后在560
℃的温度下进行第二级均匀化处理12h，之后进行强风冷却，获得均匀分布的纳米级AlFe
(MnCr)Si弥散相的铝合金铸锭，如图12所示为弥散相细小且均匀分布的示意图。
步骤三：对铝合金铸锭进行挤压处理，按照铸棒热端加热温度为490℃，加热梯度
控制在30℃/m，挤压速度控制在6mm/s；挤压出口温度控制在530‑550℃，挤压比为41的挤压
步骤四：时效处理，在线淬火后的型材经过拉伸矫直后，按照时效前停放时间不超
过24h，型材在时效炉175℃下保温10h，出炉空冷的时效工艺制度对型材进行时效。
时效完成后，测试其化学成分、力学性能、疲劳性能、耐腐蚀性能以及显微组织，力
学性能如图13所示，由图13可见，WHS合金的下限成分定义为WHS‑2合金，经拉伸测试，可见
试样编号 尺寸/mm 应力比 试验频率/HZ 最大应力/MPa 循环次数
图14所示为本实施例采用的WHS合金与6082合金晶间腐蚀OM组织图，由图14可见，
WHS合金型材ED方向平均腐蚀深度为160 .42μm，而6082合金型材在ED方向腐蚀深度为
508.33μm，在ED方向上，WHS合金耐腐蚀性能比6082高68％；WHS合金型材TD方向平均腐蚀深
度为179.7μm，而6082合金型材在TD方向腐蚀深度为486.81μm，在TD方向上，WHS合金耐腐蚀
性能比6082高63％；因此整体表现来看，WHS合金的耐蚀性能比6082合金高65.5％。
WHS合金型材良好的耐蚀性能得益于其薄的粗晶层和其低的再结晶占比，纤维状
的变形组织及其内部的大量超细亚晶有效阻碍了腐蚀沿晶界扩展的速率及路径，因此WHS
图15为本实施例WHS挤压型材合金T5状态下的亚晶组织图，图16为WHS挤压型材合
金T5状态下的亚晶取向分布及晶粒尺寸分布，经测定图15和图16所示的亚结构取向差，结
果表明，小于2°的小角度晶界占比37％，3°～10°的小角度晶界比例30％，10°～15°的小角
度晶界比例10％，综上可见，型材变形组织中具有大量的小角度亚晶组织(＜15°的超细亚
晶组织)，其占比为77％，达到目标值，并且小于10μm低取向差的晶粒占比达到87％，达到目
图17为本实施例中WHS挤压型材合金T5状态下的变形组织分布图及占比，由图17
可见，WHS合金再结晶分数31.6％，亚结构分数63.1％，变形组织分数5.3％；亚晶组织主要
2 °)组成，因此亚晶组织占比为二者之和，由此可见WHS合金的亚晶组织占比可以达到
的型材的化学成分、力学性能、疲劳性能、耐腐蚀性能以及显微组织等性能如下表六所示。
并非想将本发明限定为所公开的精确形式，并且很显然，根据上述教导，可以进行很多改变
和变化。对示例性实施例进行选择和描述的目的在于解释本发明的特定原理及其实际应
用，从而使得本领域的技术人员能够实现并利用本发明的各种不同的示例性实施方案以及
