CN102796927A

CN102796927A - 一种铝铜镁银铁镍系高强变形耐热铝合金

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Publication number: CN102796927A
Application number: CN2012103187415A
Authority: CN
Inventors: 刘志义; 谷艳霞; 于迪尔; 刘灿威; 林茂; 李福东; 应普友; 刘雄; 柏松
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2012-08-31
Filing date: 2012-08-31
Publication date: 2012-11-28

Abstract

一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，包括下述组分按重量百分比组成：Cu：4.5～6.0，Mg：0.3～0.6，Ag：1.0～2.0，Fe：0.1～0.85，Ni：0.1～0.85，Mn：0.1～0.3，Zr：0.1～0.3，余量为Al。其铸锭轧制成板材或挤压成棒材，室温拉伸性能比传统的2618合金和Polmear合金略高或与之相近，高温拉伸性能明显超过传统的2618合金和Polmear合金。本发明通过增加银含量提高强化相Ω数量的同时，适当等比例加入铁、镍含量生成高温下稳定的A1₉FeNi相，通过这种高银、低铁镍的匹配，使Ω相和A1₉FeNi相的共同作用发挥到最大，使合金室温及高温下的综合性能取得优良效果，显著提高合金的耐热性能。适于工业化生产。

Description

一种铝铜镁银铁镍系高强变形耐热铝合金

技术领域

本发明公开了一种高强变形耐热铝合金，特别是指一种铝铜镁银铁镍系高强变形耐热铝合金；属于高性能中温结构金属材料技术领域。

技术背景

Al-Cu-Mg合金的研究结果表明，在Al-Cu-Mg系合金中等量地添加Fe和Ni元素可以在基体内生成不易溶解和扩散的异相不均匀的Al₉FeNi相，可以使合金的高温性能提高20-40MPa。Al-Cu-Mg-Fe-Ni系变形耐热铝合金是可热处理强化铝合金，由于其在200-250℃的中温范围内有较高的耐热性，而被广泛应用于航空发动机及其它高温下工作的零件。目前工业广泛应用的变形耐热铝合金是2618铝合金，其主要化学成分是Cu1.8-2.7%，Mg1.2-1.8%，Fe1.0-1.5%，Ni1.0-1.5%，Si0.15-0.25%，Mn0.25%，Ti0.2%，其他杂质<0.15%，Al余量。其室温抗拉强度为420-450MPa，在200℃时抗拉强度为288-319MPa，300℃时抗拉强度为146-178MPa。其在200℃以上的温度具有很好的耐热性，主要是由于合金在200℃以上形成的S′相的沉淀强化作用和稳定的Al₉FeNi相在高温下对合金变形起阻碍作用。在现阶段实际应用中，2618合金广泛应用与150℃以上具有较高强度的承力构件，如超音速战斗机座舱中央地板、横梁、接头肋、外翼隔板、新型发动机的叶片和机壳。

Al-Cu-Mg-Ag合金作为Al-Cu-Mg系合金基础上开发的一种新型材料，在{111}面析出了一种Ω相，该相具有较高的沉淀硬化能力和热稳定性。该系列铝合金具有优异的热稳定性，有着广阔的应用前景。

Polmear开发的Al-6.5%Cu-0.48%Mg-0.46%Ag-0.3%Mn-0.2%Zr，室温抗拉强度为520MPa，在180℃时为375MPa。但该系合金250℃以上的高温强度远不能满足实际应用要求。随着国防工业和军用航空技术的发展，对耐热铝合金的组织和性能提出了更高的要求，因此，挖掘已有耐热铝合金的潜力和开发新型高强高耐热铝合金都是势在必行的。目前尚没有利用Fe、Ni合金化技术促进Al-Cu-Mg-Ag系合金组织转变和提高其耐热性能的文献报道。

发明内容

本发明的目的是针对现有技术之不足，而提供一种通过铁镍微合金化，在晶界生成难溶的含铁镍相，提高铝铜镁银合金高温耐热性能的铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，本发明合金的高温性能超过传统的2618合金和Polmear合金。

本发明一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，包括下述组分按重量百分比组成：

Cu：4.5～6.0，

Mg：0.3～0.6，

Ag：1.0～2.0，

Fe：0.1～0.85，

Ni：0.1～0.85，

Mn：0.1～0.3

Zr：0.1～0.3，余量为Al。

本发明一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，所述Fe、Ni组分按相同重量比添加。

本发明一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金的制备方法是按设计组分配比取合金各组分，其中，Mg、Ag、Al以纯金属的形式加入，其他组分以铝基中间合金的形式加入；在辐射式加热炉中熔炼，浇铸得铸锭。

发明的优点和积极效果

Ag元素可促进Al-Cu-Mg-Ag合金中主要强化相Ω相的生成，所以提高Ag元素的含量至1.0～2.0%可使合金中生成更多弥散细小的Ω相，力求使合金中Ω相的数量达到最大，大大提高Al-Cu-Mg-Ag合金的室温和高温性能。

铁和镍对合金的耐热性有良好的影响，但单独加入铁和镍，都会使合金的耐热性降低。只加入铁时，会形成难溶的Al₇Cu₂Fe相，只加入镍时，会形成难溶的AlCuNi相。这两个相中均有Cu，它们之中任何一个相的形成，都必然会减少合金中主要耐热相Ω的数量，降低合金的耐热性。而以1:1的比例向合金中加入0.1～0.85%的铁镍，基本上不影响Ω相数量，而是铁和镍相互形成难溶的A1₉FeNi相。A1₉FeNi相很难溶于α(Al)固溶体中，在铸造状态时，它以条片状分布于基体中，变形后其碎片分布在晶粒内部和晶粒边界上，且在随后的热处理和高温下不会发生长大和粗化，因此A1₉FeNi相对提高合金的高温强度具有非常重要的作用。

该合金的主要强化途径为时效强化和异相强化。

时效强化：在时效温度下产生的共格或半共格的时效质点十分细小，在这种质点周围会产生应力场。当沿着滑移面运动的位错与析出质点相遇时，就要克服应力场与质点阻力，使位错运动发生困难。但当合金使用温度超过250℃时，由于共格或半共格作用的减弱和时效相的长大，时效强化的效果将显著下降。

异相强化：在合金时效强化的基础上，再在合金基体中形成不均匀异相组织，即异相强化，则可明显提高合金的使用温度和合金的高温强度。异相强化质点是由合金在铸造凝固时形成的共晶物。异相强化相很难溶解在基体中，在高温下形态变化甚微，这些化合物在热加工过程中破碎成细小质点，分布于晶界和基体内阻碍晶界滑移和晶内位错滑移变形，显著提高合金的耐热性。

对该Al-Cu-Mg-Ag-Fe-Ni合金而言，因为在250-300℃的温度下，时效强化相Ω相已发生部分粗化或长大，所以其强化作用己显著降低；而在铁、镍适量增加后的Al-Cu-Mg-Ag合金中，A1₉FeNi相粒子的数量明显增加，虽然有较多的粗大A1₉FeNi相，但在高温下由于原子的扩散能力明显加强，在变形的过程中，合金组织中的位错除发生滑移运动外，还可以进行攀移，因此不会产生较大的应力集中，从而可以充分发挥A1₉FeNi相的强化作用。同时，实验表明，过多的铁、镍元素会影响Ω相的析出，降低Ω相的数量，使合金的综合性能下降。因此，寻求银、铁、镍元素的合适配比是本发明的关键。本发明将铁镍元素的含量控制在0.85%以下。

综上所述，本发明通过增加银含量提高强化相Ω数量的同时，适当等比例加入铁、镍含量生成高温下稳定的A1₉FeNi相，通过这种高银、低铁镍的匹配，使Ω相和A1₉FeNi相的共同作用发挥到最大，使合金室温及高温下的综合性能取得优良效果，显著提高合金的耐热性能。适于工业化生产。

附图说明

附图1为实施例4的合金试样铸态场发射扫描图像；

附图2为附图1中方框区域的能谱分析；

附图3为实施例4的合金试样均匀化后的场发射扫描图像；

附图4为实施例1的合金试样峰值时效的TEM照片；

从图1中可以看出，加入铁镍元素后，铸态合金中晶界及晶内形成了难溶物，经能谱分析（图2），可基本确定为A1₉FeNi相。

图3显示，实施例4的合金试样经过485℃/5h+525℃/24h均匀化后，A1₉FeNi相仍然保留，没有溶解在α(Al)固溶体中。

图4显示，实施例1制备的合金在提高Ag含量至2.0%后，大量析出的Ω相。

具体实施方式

结合本发明的方法提供以下实施例及对比例,设计Al-Cu-Mg-Ag-Fe-Ni合金，具体实施说明如下：

本发明实施例合金的制备方法是按设计组分配比取合金各组分，其中，Mg、Ag、Al以纯金属的形式加入，其他组分以铝基中间合金的形式加入；在辐射式加热炉中熔炼，浇铸得铸锭。

本发明实施例制备的合金轧制成板材或挤压为棒材后，按GB228-2010《金属材料拉伸试验》标准，采用SANS—CMJ5105型万能电子材料试验机，对其拉伸性能进行测量。

实施例1

合金成分为（重量百分比）：5.6%Cu，0.55%Mg，2.0%Ag，0.1%Fe，0.1%Ni，0.2%Mn，0.1%Zr，余量为Al。铸锭经475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在510℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例2：

合金成分为（重量百分比）：5.0%Cu，0.6%Mg，1.5%Ag，0.8%Fe，0.8%Ni，0.3%Mn，0.1%Zr，余量为Al。铸锭经485℃/5h+525℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在525℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例3：

合金成分为（重量百分比）：5.7%Cu，0.3%Mg，1.2%Ag，0.2%Fe，0.2%Ni，0.3%Mn，0.1%Zr，余量为Al。铸锭经475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在510℃固溶6h淬火后，在165℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例4：

合金成分为（重量百分比）：5.5%Cu，0.6%Mg，1.8%Ag，0.85%Fe，0.85%Ni，0.2%Mn，0.3%Zr，余量为Al。铸锭经485℃/5h+525℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在525℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例5：

合金成分为（重量百分比）：6.0%Cu，0.5%Mg，1.0%Ag，0.5%Fe，0.5%Ni，0.1%Mn，0.2%Zr，余量为Al。铸锭经480℃/5h+520℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在520℃固溶6h淬火后，在165℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例6：

合金成分为（重量百分比）：4.5%Cu，0.4%Mg，1.0%Ag，0.1%Fe，0.1%Ni，0.3%Mn，0.1%Zr，余量为Al。铸锭经475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在510℃固溶6h淬火后，在165℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例7：

合金成分为（重量百分比）：5.4%Cu，0.45%Mg，1.5%Ag，0.3%Fe，0.3%Ni，0.3%Mn，0.1%Zr，余量为Al。熔铸成合金圆铸锭，经过475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度450℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为27，挤压成φ10mm棒材。然后棒材在510℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

实施例8：

合金成分为（重量百分比）：5.6%Cu，0.5%Mg，1.0%Ag，0.85%Fe，0.85%Ni，0.3%Mn，0.1%Zr，余量为Al。熔铸成合金圆铸锭，经过485℃/5h+520℃/24h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度450℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为27的φ10mm棒材。然后棒材在520℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表1。

对比例1（2618铝合金板材）

合金成分（重量百分比）：2.3%Cu，1.6%Mg，1.1%Fe，1.0%Ni，余量为Al。铸锭经475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化后，热轧成薄板材，然后在510℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成峰时效状态。检测其拉伸性能指标见表2。

对比例2（Polmear合金棒材）

合金成分（重量百分比）：6.5%Cu，0.48%Mg，0.46%Ag，0.3%Mn，0.17%Zr，余量为Al。熔铸成合金圆铸锭，经过475℃/5h+510℃/24h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度450℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为27，挤压成φ10mm棒材。然后棒材在510℃固溶6h淬火后，在185℃进行人工时效处理成时效状态。检测其拉伸性能指标见表2。

由表1、表2所得的参数对比可知：本发明制备的合金室温拉伸性能比传统的2618合金和Polmear合金略高或与之相近。而高温拉伸性能明显超过传统的2618合金和Polmear合金。

表1 本发明合金板材的拉伸性能

表2对比合金的拉伸性能

Claims

1.一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，包括下述组分按重量百分比组成：

Cu：4.5～6.0，

Mg：0.3～0.6，

Ag：1.0～2.0，

Fe：0.1～0.85，

Ni：0.1～0.85，

Mn：0.1～0.3

Zr：0.1～0.3，余量为Al。

2.根据权利要求1所述的一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，包括下述组分按重量百分比组成：

Cu：4.8～5.6，

Mg：0.35～0.55，

Ag：1.2～1.8，

Fe：0.15～0.75，

Ni：0.15～0.75，

Mn：0.15～0.28

Zr：0.15～0.28，余量为Al。

3.根据权利要求1所述的一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，包括下述组分按重量百分比组成：

Cu：5.0～5.5，

Mg：0.4～0.5，

Ag：1.4～1.6，

Fe：0.2～0.65，

Ni：0.2～0.65，

Mn：0.15～0.25

Zr：0.15～0.25，余量为Al。

4.根据权利要求1-3任意一项所述的一种铝铜镁银系高强变形耐热铝合金，所述Fe、Ni组分按相同重量比添加。