CN104711468B - 一种高强高耐热性铝合金材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高强高耐热性铝合金材料及其制备方法。该材料按重量百分比由以下组分组成：Cu3.2～4.8％，Mg1.0～1.7％，Si0.30～0.85％，Ge0.01～0.30％，Mn0.01～0.60％，Ag0.01～0.40％，Zr0～0.15％，Ti0～0.10％，余量为Al和杂质元素。其制备方法包括以下步骤：(1)按照铝合金材料的组分组成半连续铸造铸锭或模铸件，并将得到的铸锭或铸件进行均匀化热处理；(2)对经均匀化热处理的铸锭进行一次或多次变形加工，得到变形加工材，将变形加工材或经均匀化热处理的铸件进行固溶热处理；(3)将经固溶热处理的合金材料迅速冷却到室温；(4)将合金材料进行时效热处理以获得良好的性能匹配。本发明的铝合金材料表现出高的室温强度及优异的高温热稳定性能，是一种理想的高性能耐热铝合金材料。

Description

一种高强高耐热性铝合金材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种高强高耐热性铝合金材料及其制备方法，尤其涉及一种高强高耐热性Al-Cu-Mg系铝合金材料及其制备方法，属于铝合金材料技术领域。

背景技术

随着现代航天航空科学技术的不断发展，材料服役的条件愈来愈苛刻，对轻质铝合金结构材料提出了愈来愈高的要求。Al-Cu-Mg系铝合金(2XXX系)是以航空和交通领域用材为背景研制并发展起来的一类铝合金材料，由于具有较高的强度和良好的耐热性能，长期以来被广泛应用于飞机的各种蒙皮、机翼下壁板、机身框架与隔框、装甲材料、航空发动机以及其它中高温条件下使用的重要零部件等结构件，是不可或缺的重要材料。自1906年德国的Alfred Wilm首次发现Al-Cu合金的时效硬化现象以来，Al-Cu-Mg系铝合金已成功发展出2014、2X24、2618等系列铝合金材料。然而，现有合金材料主要用于150℃以下的工作环境，当工作温度超过150℃时，因强化析出相容易粗化长大而导致合金性能急剧降低。

进入20世纪以来，美国、欧洲等以极大的兴趣研发新一代超音速飞行器，其高巡航速度将使机身蒙皮表面驻点温度达到150℃以上，甚至有的部件高达200℃以上。显然，现有的传统商业铝合金(包括2618、2014、2219、2X24等)的耐热性能已经不能满足新一代超音速飞行器的服役要求。为了进一步提高铝合金的耐热温度，曾有人尝试采用快速凝固、机械合金化、粉末冶金技术等工艺开发了新型耐热铝合金(主要包括Al-Fe、Al-Cr等系合金)，但因工艺复杂、坯料规格小、生产成本高而难以推广使用。因此，迫切需要开发用常规熔铸法制备的能使用于200℃以上的高耐热性的铝合金。

对于以沉淀强化为强化机制的耐热铝合金而言，优秀的热稳定强化相是其最为重要的特征。在耐热铝合金中，要求有高度弥散、热力学稳定、与基体呈共格或半共格关系的第二相粒子，在高温不易转变、不易粗化，从而提高合金的热稳定性。Al-Cu-Mg系合金中常见的析出相有片状的θ′(Al₂Cu)相和棒状的S′(Al₂CuMg)相，其中S′具有比较好的热稳定性，聚集倾向较小，可在130～140℃下长时间稳定存在，使S′相为主要强化相的铝合金具有较好的耐热性；但使用温度高于150℃以后，S′相便开始粗化，温度升至190℃时粗化现象变得更为显著，会造成合金机械性能的明显损失。显然，要使耐热铝合金能够在高于150℃的温度下安全使用，就必须找到一种耐150℃以上高温粗化的强化耐热相。

为更好地满足对铝合金高强高耐热性的要求，近年来国内外一些研究机构和企业大力投入，在现有Al-Cu-Mg系合金中添加Ag、Ce、Ti等微量合金元素，以期改变合金的时效析出行为；其中，通过添加Ag可以促使在Al-Cu-Mg-Ag系列合金中析出了在较高温度下(200℃及以下)具有理想尺寸及分布的耐热强化相-Ω相，使合金获得了明显改善的高温耐热性能。同时，研究发现在Al-Cu-Mg系合金中添加一定数量的Si可以改变合金的时效行为，得到了方块状的σ(Al₅Cu₆Mg₂)相，该相具有很低的界面能，表现出比Ω相更出色的高温稳定性，使用温度升至250～300℃都具有很好的抵抗粗化能力。显然，充分利用高性能耐热强化相-σ相可以使得Al-Cu-Mg耐热铝合金材料在200℃以上环境温度长期服役成为可能，有望成为新一代超音速飞行器理想的结构材料。近年来，铝合金材料工作者对此虽开展了不少探索研究工作，但仍未获得相应的理想材料，难以满足未来航空航天等领域发展对铝合金高强高耐热性的严苛要求。

由于Al-Cu-Mg系合金中耐热强化相θ′相、S′相、Ω相和σ相存在着竞争析出关系，如何通过调控合金中各元素的含量及配比，并结合制备工艺参数的优化控制，实现σ相在合金基体中最大程度地弥散均匀析出及其他耐热强化相匹配析出的精确控制，使合金在显著改善耐热性的同时保持高的室温强度、断裂韧性和疲劳性能的良好配合，是发展Al-Cu-Mg系高性能耐热铝合金材料亟待解决的问题，也是航空航天等领域制造业发展的迫切需求。

发明内容

发明人通过大量研究和工业实践发现，简单地在2XXX系(Al-Cu-Mg系)铝合金中添加Si元素，不能保证最终会获得高性能耐热强化相-σ相；而且，即使得到了σ相，也很难保证合金材料获得合适的析出序列及适宜的σ相体积分数，难以获得理想的耐热性能。需要对铝合金材料中的成分范围及各元素配比进行精细优化设计，从而保证其获得优异性能匹配。通过合理的设计，可以使2XXX系耐热铝合金材料在显著改善耐热性的同时仍保持高的室温强度、断裂韧性和疲劳性能的良好配合。

因此，本发明的目的在于克服现有2XXX系耐热铝合金材料性能的不足，在现有常规铝合金材料的基础上，通过铝合金材料组分及制备工艺的优化设计，为航空航天等工业领域提供一种高强高耐热性铝合金材料。

另外，发明人还发现，对于因添加多种合金元素导致的合金多层次组织的复杂化，需要通过制备加工工艺的优化设计来加以匹配调控。因此，本发明的另一目的在于提供一种所述高强高耐热性铝合金材料的制备方法。

为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

一种高强高耐热性铝合金材料，按重量百分比该铝合金材料由以下组分组成：Cu3.2～4.8％，Mg1.0～1.7％，Si0.30～0.85％，Ge0.01～0.30％，Mn0.01～0.60％，Ag0.01～0.40％，Zr0～0.15％，Ti0～0.10％，余量为Al和杂质元素。

优选地，按重量百分比所述铝合金材料由以下组分组成：Cu3.8～4.7％，Mg1.2～1.5％，Si0.35～0.60％，Ge0.01～0.15％，Mn0.05～0.40％，Ag0.01～0.25％，Zr0～0.15％，Ti0～0.10％，余量为Al和杂质元素。

本发明的铝合金材料，通过调整Cu和Mg含量及其配比，以主合金元素的形式添加适量的Si和Ge，并辅以适宜的制备工艺对σ相的析出行为进行精确控制，可以最大程度地诱发和促进Al-Cu-Mg合金中σ相的析出，能显著增强合金的耐热性能。其中，Mg的含量优选为1.35～1.50％，Cu的含量与Mg的含量之比优选为2.9～3.2，Si与Ge的含量之和优选为0.40～0.75％。在该铝合金材料中，同时辅助采用Ag元素进行微合金化有利于材料中一定数量的Ω相析出。采用Mn、Zr等元素进行微合金化有利于材料组织的细化、材料性能的提高，Zr的含量优选为0.05～0.15％。

本发明的铝合金材料中，杂质元素Fe的含量需控制在≤0.20％；其他杂质元素每种含量需控制在≤0.05％，且其他杂质元素含量总和需控制在≤0.15％。通过控制合金元素Fe含量在较低水平，可以减少合金中因形成富Cu、Fe相的形成对Cu含量的影响，同时保证合金获得较高的断裂韧性和疲劳性能，Fe的含量优选控制在≤0.08％的范围。

本发明的铝合金材料可分为铝合金变形加工制品和铝合金铸造制品。其中，铝合金变形加工制品的制造过程可描述为：合金配制及熔炼→半连续铸造铸锭→均匀化热处理→变形加工→固溶热处理→时效处理→成品。铝合金铸造制品的制造过程可描述为：合金的配制及熔炼→模铸件成型→均匀化热处理→固溶热处理→时效处理→成品。

具体来说，本发明的铝合金材料的制备方法包括以下步骤：

(1)按照铝合金材料的组分组成制造铸锭或模铸件，并将得到的铸锭或模铸件进行均匀化热处理；

(2)对经均匀化热处理的铸锭进行一次或多次变形加工，得到变形加工材，将变形加工材或经均匀化热处理的模铸件进行固溶热处理；

(3)将经固溶热处理的合金材料迅速冷却到室温；

(4)将合金材料进行时效热处理以获得良好的性能匹配。

在所述步骤(1)中，采用熔炼、除气、除夹杂及半连续铸造的方式制造铸锭，在熔炼过程中，以Mg、Si为核心来精确控制元素含量，通过在线成分检测分析，快速补充调整合金元素之间的配比。

在所述步骤(1)中，均匀化热处理为：在400～550℃范围内，进行总时间为12～72h的双级或多级均匀化热处理。

在步骤(2)中，采用挤压、轧制、拉拔、锻造中的一种或几种组合的方式进行变形加工，每一次变形加工前预热至380～460℃，在该温度下的预热时间为1～16h。

在所述步骤(2)中，固溶热处理为：在450～560℃范围内对制品进行总时间为0.1～10h的单级或双级固溶热处理。

在所述步骤(3)中，采用冷却介质喷淋式淬火、强风冷却、浸没式淬火中的一种或几种组合的方式进行冷却。

在所述步骤(4)中，采用自然时效与人工时效相结合的方式进行时效热处理，其中，自然时效温度≤50℃，保温1～72h；然后在60～250℃的温度范围内进行人工时效处理，保温时间为1～48h。

在所述步骤(3)和(4)之间，还包括以下步骤：对经冷却后的合金材料进行变形总量在1～5％范围内的预拉伸或预压缩冷变形处理，并配合矫直处理，以有效消减材料中的残余内应力，同时控制材料的尺寸精度。

所述冷变形总量优选控制在2.2％以下。

本发明的优点在于：

(1)通过对Al-Cu-Mg系铝合金进行成分优化设计，并辅以相匹配的制备方法，实现了对高性能耐热强化相-σ相析出行为的精确控制，最大程度地诱发和促进Al-Cu-Mg合金中σ相的析出，获得了理想体积分数和尺寸的σ相，制备出以σ相为主要强化相的耐热铝合金。进一步地，σ相与一定数量的S′相、Ω相协同作用，提升了合金的高温热稳定性，使该材料在保持良好室温强度性能的同时获得高的耐热性能，同时兼具良好的断裂性能和疲劳性能。本发明的铝合金材料表现出优异的综合性能，是汽车高强高耐热性制造用理想材料，能满足汽车制造业对铝合金高强高耐热性提出的苛刻要求。

(2)本发明在无需改变铝加工厂现有生产设备及规范的情况下进一步发掘出了铝合金耐热性能潜力，有望成为可以长期适用于200℃及以上的新一代高性能耐热铝合金材料，使其更为广泛地应用于航空航天等领域，并可以在一定范围内代替该温度范围服役的部分钛合金和碳纤维复合材料，大大降低成本，具有重要的社会效益和经济效益。

(3)本发明的铝合金材料性能优越、价格适中，制备方法简单实用、可操作性强，易于产业化推广，市场前景可观。

附图说明

图1为本发明合金6#时效态析出强化相的TEM形貌。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步说明。

实施例1

在实验室规模上制备合金，以证明本发明的原理。合金的成分组成如表1所示。通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂，并模拟半连续铸造条件制备Φ230mm的圆型铸锭，铸锭的均匀化热处理制度选择为(490±5℃/28h)+(510±5℃/12h)，随后在空气中缓冷。经剥皮、锯切后得到Φ200mm的坯料，将坯料在450±10℃下预热6h，随后在800吨挤压机上挤压成截面为80mm×18mm规格的挤压板带。对这些合金挤压板带定尺锯切后，进行(500±5℃/3h)+(515±5℃/3h)的固溶热处理，两级间升温速率不超过10℃/h；完成固溶处理后立即水淬，并在4h内进行拉矫处理，变形量控制在1％以内；完成拉矫处理，对板带进行48h的自然时效处理，随后根据合金成分的不同在160～195℃范围内分别采用适宜的时效工艺对合金挤压板带进行时效处理，缓冷。采用高温短时拉伸试验来表征合金材料的耐热性能，将合金材料分别在200℃和250℃下保温15min后进行高温拉伸短时拉伸。依照相关的测试标准，对合金的室温拉伸强度及200℃、250℃高温拉伸强度进行测试，结果如表2所示。

表1铝合金材料中的组分组成

表2合金挤压板带的性能测试结果

*注：UTS表示抗拉强度；TYS表示屈服强度；EL表示伸长率。

从表2中可以看出，1#、2#、3#、4#、5#、6#合金的挤压板带均具有高强度，同时在相同热处理条件下，合金高温短时拉伸性能明显优于7#、8#、9#、10#、11#、12#合金，且强度损失量明显低很多，这是由于在本发明合金中形成了以高性能耐热强化相σ相为主，分布合理的强化相体系，如图1所示。本发明的铝合金材料具有良好的高温热稳定性，表现出更为优异的高耐热性能。

实施例2

在实验室制备铝合金板材，实验合金成分组成如表3所示。通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂、以及模拟半连续铸造条件制备100mm厚度规格的扁锭，铸锭进行(420±10℃/10h)+(490±5℃/24h)+(515±5℃/12h)的均匀化热处理，空冷，经剥皮、铣面、锯切后得到65mm厚度规格的轧制坯料。将坯料在450±10℃下预热6h，初轧温度430℃，先沿着扁锭宽度方向轧制3～4道次，然后换向轧制、沿着扁锭长度方向经5～10道次最终获得约5mm厚度的板材。随后，在盐浴槽中对薄板进行温度(510±5℃/6h)的单级固溶热处理，水淬后立即进行拉伸变形处理，变形量控制在1％以内；完成拉矫处理后，对板带进行24h的自然时效处理，随后在160～200℃范围内采用适宜的时效工艺对合金板材进行时效处理，缓冷。采用高温短时拉伸试验来表征合金材料的耐热性能，将合金材料分别在200℃、250℃、300℃下保温15min后进行高温拉伸短时拉伸。依照相关的测试标准，对合金的室温拉伸强度及200℃、250℃、300℃高温拉伸强度进行测试，结果如表4所示。

表3铝合金材料中的组分组成

表4铝合金材料的性能测试结果

从表4中可以看出，本发明的13#合金在具有良好的室温性能的同时，表现出优异的耐热性能。

实施例3

选择本发明合金13#和对比的常用合金8#，工业规模制备合金。通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂、以及模拟半连续铸造条件制备200mm厚度规格的扁锭，13#合金和8#合金铸锭的均匀化热处理制度均采用(420±10℃/8h)+(490±5℃/24h)+(505±5℃/12h)，空冷。经剥皮、锯切后得到140mm厚度规格的轧制坯料。将坯料在445±10℃下预热8～16h，初轧温度435℃，经8～16道次最终获得约16mm厚度的板材，终轧温度380℃。随后，在辊底淬火炉中进行温度(495±5℃/6h)+(515±5℃/2h)的双级固溶热处理，水淬后立即进行拉伸变形处理，变形量控制在1％以内；完成拉矫处理后，对板带进行36h的自然时效处理，随后在160～200℃范围内采用适宜的时效工艺对合金板材进行时效处理，缓冷。采用高温持久试验来表征合金材料的耐热性能，将8#和13#两种合金材料分别在200℃进行高温持久实验。依照相关的测试标准进行，实验结果为：常用合金8#板材的室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为488MPa、416MPa、17.5％，在200℃、100h的持久强度极限为197MPa，即＝197MPa；本发明合金13#板材的室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为520MPa、472MPa、18.0％，在200℃、100h的持久强度极限为268MPa，即＝268MPa。可以看出，与经相同条件制备的现有常规耐热铝合金相比，本发明合金材料显示出了高强度-高耐热性能等的良好匹配。

Claims (10)

1.一种高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，按重量百分比该铝合金材料由以下组分组成：Cu 3.2～4.8％，Mg 1.0～1.7％，Si 0.30～0.85％，Ge 0.01～0.30％，Mn 0.01～0.60％，Ag 0.01～0.40％，Zr 0～0.15％，Ti 0～0.10％，余量为Al和杂质元素；其中Cu的含量与Mg的含量之比为2.9～3.2，Si与Ge的含量之和为0.40～0.75％；其制备方法包括以下步骤：

(1)按照铝合金材料的组分组成制造铸锭或模铸件，并将得到的铸锭或模铸件进行均匀化热处理；

(2)对经均匀化热处理的铸锭进行一次或多次变形加工，得到变形加工材，将变形加工材或经均匀化热处理的模铸件进行固溶热处理；

(3)将经固溶热处理的合金材料迅速冷却到室温；

(4)将合金材料进行时效热处理以获得良好的性能匹配；

其中，在所述步骤(1)中，均匀化热处理为：在400～550℃范围内，进行总时间为12～72h的双级或多级均匀化热处理；

在步骤(2)中，采用挤压、轧制、拉拔、锻造中的一种或几种组合的方式进行变形加工，每一次变形加工前预热至380～460℃，在该温度下的预热时间为1～16h；

在所述步骤(2)中，固溶热处理为：在450～560℃范围内对制品进行总时间为0.1～10h的单级或双级固溶热处理；

在所述步骤(4)中，采用自然时效与人工时效相结合的方式进行时效热处理，其中，自然时效温度≤50℃，保温1～72h；然后在60～250℃的温度范围内进行人工时效处理，保温时间为1～48h。

2.根据权利要求1所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，按重量百分比所述铝合金材料由以下组分组成：Cu 3.8～4.7％，Mg 1.2～1.5％，Si 0.35～0.60％，Ge 0.01～0.15％，Mn 0.05～0.40％，Ag 0.01～0.25％，Zr 0～0.15％，Ti 0～0.10％，余量为Al和杂质元素。

3.根据权利要求1或2所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，Mg的含量为1.35～1.50％。

4.根据权利要求1或2所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，Zr的含量为0.05～0.15％。

5.根据权利要求1或2所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料中杂质元素Fe的含量≤0.20％；其他杂质元素每种含量≤0.05％，且总和≤0.15％。

6.根据权利要求5所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，杂质元素Fe的含量≤0.08％。

7.根据权利要求1所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，在所述步骤(1)中，采用熔炼、除气、除夹杂及半连续铸造的方式制造铸锭，在熔炼过程中，以Mg、Si为核心来精确控制元素含量，通过在线成分检测分析，快速补充调整合金元素之间的配比。

8.根据权利要求1所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，在所述步骤(3)中，采用冷却介质喷淋式淬火、强风冷却、浸没式淬火中的一种或几种组合的方式进行冷却。

9.根据权利要求1所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，在所述步骤(3)和(4)之间，还包括以下步骤：对经冷却后的合金材料进行变形总量在1～5％范围内的预拉伸或预压缩冷变形处理，并配合矫直处理，以有效消减材料中的残余内应力，同时控制材料的尺寸精度。

10.根据权利要求9所述的高强高耐热性铝合金材料，其特征在于，所述冷变形总量控制在2.2％以下。