CN108823519B - 一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金及其热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金及其热处理方法，所述铝锂合金由如下重量百分比含量的各组分组成：Mg1‑2％、Cu3‑4.5％、Li1‑2％、Zr0.1‑0.5％、Mn0.1‑0.3％，杂质元素总含量小于0.25％，以及余量的Al。本发明通过添加Mn，使得合金时效过程中析出了Al₂₀Mn₃Cu₂粒子，所述合金含有更高含量的Mg，高含量的Mg保证合金时效时能析出更多的S′相，通过熔炼铸造、挤压变形制备出Mg含量较高的变形铝锂合金，对合金室温进行预变形，随炉缓慢升温至一定温度保温时效后合金中析出了细小弥散均匀分布的S′(Al₂CuMg)、T₁(Al₂CuLi)相和少量的Al₂₀Mn₃Cu₂粒子，所述合金具有中等的屈服抗拉强度和较高的延伸率，同时成本低廉，在自行车和智能机器人等民用领域具有广阔的应用前景。

Description

一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金及其热处理方法

技术领域

本发明涉及金属材料及冶金技术领域，具体为一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金及其热处理方法，经过成分优化和热处理后，开发出了一种新型中强高延伸率铝锂合金。

背景技术

锂是最轻的金属元素，每1％的锂加入到铝合金中能将合金的密度降低3％，刚度提高6％。铝锂合金是一种具有低密度，高比强度，高比刚度和良好耐蚀性的铝合金。用铝锂合金取代常规的铝合金能使构件的质量减轻10％-15％，刚度提高15％-20％。铝锂合金的上述优势，使得该类合金逐渐取代传统的2×××和7×××系铝合金广泛应用于航空航天领域。从第一代铝锂合金被开发以来至今，铝锂合金已经发展至第三代。相较于前两代，第三代铝锂合金具有更高的强度、低的各向异性和较好的可焊性。但是第三代铝锂合金的塑性普遍较差，时效处理后合金的延伸率基本都低于10％。而且目前大部分铝锂合金中含有的Ag、稀土元素等提高了合金的制备成本。因此，开发一种低成本高延伸率的铝锂合金，能进一步将其应用范围扩展到自行车和智能机器人等民用领域。

Al-Li合金中的主要强化相包括S′相(Al₂CuMg)、T₁相(Al₂CuLi)、δ′相(Al₃Li)、θ′相(Al₂Cu)、Al₂₀Mn₃Cu₂粒子和GP区等。其中T₁相为密排六方结构，最具强化效应。S′相为斜方向，能够分散位错的滑移，因而S′在强化合金的同时还能在一定程度上改善合金的塑性。Al₂₀Mn₃Cu₂粒子也能改善合金的塑性。因此，为了获得良好的塑性并保证一定的强度，应该在合金中弥散析出大量细小的S′相(Al₂CuMg)、T₁相(Al₂CuLi)和Al₂₀Mn₃Cu₂粒子。

合金化和热处理是改变合金析出相种类和分布的有效手段。大量研究表明，Mg能够降低合金的层错能，促进T₁相的析出，提高合金的强度；此外Mg还是S′相的组成元素。因此我们希望通过提高合金中的Mg含量来改善合金的强韧性。然而，已有报道文献和中国专利文献如公开号为：101967589、104583434和103993204等专利中公开合金的Mg含量都低于1％。目前已有铝锂合金Mg含量较低的主要原因在于：(1)更高的Mg含量可能会使合金凝固过程中析出难溶的Al₂MgLi相和其它非平衡第二相，增加了合金的均匀化处理难度。(2)高Mg含量的Al-Cu-Li合金在时效过程中容易析出粗大的含Mg相，降低合金的力学性能。为了解决高Mg含量合金中存在的上述问题，我们通过三级均匀化工艺消除合金中的难溶第二相，充分将Mg原子溶解到基体中；通过预变形+缓慢加热时效的热处理方式，弥散均匀析出了第二相，同时避免了粗大含Mg第二相的析出。获得了一种中强高延伸率的铝锂合金。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金及其热处理方法，具备铝锂合金中等强度、高延伸率和成本低廉的优点，解决了上述背景技术提到的问题。

为了提高Al-Cu-Li合金的塑性，我们向合金中添加了少量的Mn，使得合金中析出了少量的Al₂₀Mn₃Cu₂粒子。同时，我们提高了Al-Cu-Li合金中的Mg含量，通过三级均匀化处理消除难溶含Mg第二相并充分将Mg原子溶解至基体；通过预变形+缓慢加热至时效保温温度的时效方式，在合金中弥散均匀析出了大量细小的S′相(Al₂CuMg)、T₁相(Al₂CuLi)。通过成分设计以及后续热处理工艺的优化，获得了一种中等强度高延伸率的铝锂合金，同时成本低廉。

为实现上述目的，第一方面，本发明提供如下技术方案：一种Mg含量较高的中强高延变形铝锂合金，包括以下重量百分比的各组分：Mg1-2％、Mn0.1-0.3％、Cu3-4.5％、Li1-2％、Zr0.1-0.5％，杂质元素总含量小于0.25％，以及余量的Al。通过熔炼，连铸或金属型铸造获得铸锭，均匀化处理后挤压成型得到型材。

优选地，所述合金的杂质元素的总量小于0.25％，杂质元素包含Si、Na、K和Fe。

优选地，所述合金的Mg含量为0.8-1.3％。为了析出更多的S′相，所述合金提高了Mg含量。然而，提高Mg含量会导致凝固时更多非平衡凝固难溶第二相如Al₂MgLi的析出，此外时效时粗大含Mg相的析出会降低合金的力学性能。因而，提高合金中的Mg含量后，需要新的热处理工艺解决上述问题。

优选地，所述合金的Mn含量为0.1-0.3％。少量的Mn加入到Al-Cu-Li合金中，时效时能够形成Al₂₀Mn₃Cu₂粒子，Al₂₀Mn₃Cu₂粒子能够在一定程度上改善合金的塑性。然而当Mn含量增加到一定程度时，凝固过程中容易形成难溶的Al₂₀Mn₃Cu₂初生相，恶化合金的塑性。此外过高的Mn还消耗合金中的Cu原子，减少含Cu强化相的析出，降低合金的强度，因此所述合金的Mn含量为0.1-0.3％。

第二方面，本发明提供了一种高Mg含量的中强高延变形铝锂合金的热处理方法，包含以下热处理工艺：

优选地，所述合金的均匀化工艺为三级均匀化处理。第一级温度为460-470℃，保温时间9-12h，是为了消除非平衡凝固条件下生成的低熔点第二相，包括少量的S相、T₂Al₆(CuLi₃)相及凝固过程产生的偏析。若保温温度低于此温度范围，即使延长时间也不能较好的消除这些第二相；若保温温度高于此温度范围，则合金中这些低熔点第二相可能会熔化，产生过烧，不利于后续挤压加工。考虑到所述合金含有大量的溶质原子，为了最大限度的提高合金中溶质的过饱和度，我们选择500-520℃，保温9-12h作为第二级均匀化工艺。由于所述合金提高了Mg含量，过高的Mg含量使得合金在凝固过程中易产生难溶的非平衡第二相Al₂MgLi。为了充分溶解难溶的第二相，我们选择在550-570℃，进行2-4h的短时保温，作为合金的第三级均匀化工艺。

所述合金的时效热处理工艺为，室温预变形后缓慢加热至一定温度，然后保温时效。

优选地，所述合金的室温预变形量为所选的室温预变形量为2％-4％。时效前对合金进行一定量的预变形，可引入适量的位错作为强化相T₁的形核点，促进时效保温过程中强化相的弥散均匀化析出，有效强化合金。预变形量低于此范围时，引入的形核点少，无法有效促进强化相T₁的析出；预变形量高于此范围时，引入缺陷过多，后续时效不能消除，不利于合金的塑性。

优选地，所述合金时效时，采用缓慢加热至时效保温温度的方式进行时效，加热速度为3-5℃/h。从低温缓慢加热至时效温度的过程中，当达到强化相析出所需的动力时，强化相如T₁和S′逐步以预变形引入的位错作为核心析出。随着加热温度的逐步升高，强化相缓慢析出。因此，缓慢的加热速度能够促进T₁和S′等强化相弥散均匀析出。

优选地，所述合金时效的保温温度为140-160℃，保温时间为20-30h。保温温度低于此温度范围时，达到和此温度相等力学性能所需时间增多，增加合金的制备成本；若保温温度高于此温度，析出强化相容易发生粗化，合金性能恶化

与现有技术相比，本发明的有益效果如下：

1、本发明通过添加Mn，使得合金时效过程中析出了Al₂₀Mn₃Cu₂粒子，所述合金含有更高含量的Mg，高含量的Mg保证合金时效时能析出更多的S′相，Al₂₀Mn₃Cu₂粒子和S′相都能在一定程度上改善Al-Li合金的塑性，因此本发明所述的新型合金和已有铝锂合金相比塑性更好，可获得更高的延伸率，通过三级均匀化处理，消除了合金中的难溶第二相，将Mg原子充分溶解到基体中，使得后续时效时能够析出更多的S′相，预变形+随炉缓慢升温的时效工艺，促进了时效过程中强化相T₁和S′相的弥散均匀析出，因此所述合金具有更为优良的综合力学性能。

2、本发明所开发的合金中不含Ag和稀土元素等价格昂贵的原料，因而和目前已有的大部分Al-Li合金相比，成本更为低廉。

附图说明

图1为实施例1均匀化前后的金相组织图片，其中图1a为铸态组织，图1b为均匀化后的组织；

图2为实施例2合金经挤压变形固溶前后的金相组织图，其中图2a为固溶前的金相组织，图2b为固溶处理后的金相组织；

图3为实施例2时效处理后的<112>方向的衍射斑点和暗场相，从衍射斑点和暗场像中可以看到合金时效后T₁相和S′相的析出；

图4为对比例4合金均匀化处理前后的金相组织，其中图4a为均匀化前的金相组织，图4b为均匀化后的金相组织；

图5为本发明热处理步骤示意图。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例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。

请参阅图1-5，实施例1：本发明提供一种技术方案：一种高Mg含量的中强高延变形铝锂合金的热处理方法，根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h(均匀化处理前后的金相组织如图1所示)。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行3％预变形，将预变形后的材料以4℃/h的速度加热至150℃后保温24h。合金成分(wt％)经化学分析为：

Mg	Li	Cu	Mn	Zr	Al
						0.99	0.97	3.9	0.21	0.15	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝480MPa，抗拉强度σ_b＝550MPa，延伸率δ＝15.3％；

弹性模量E为76.5GPa。

实施例2：与实施例1的区别在于：

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。合金固溶处理后的金相组织如图2所示。将固溶处理后的棒材，进行3％预变形，将预变形后的材料以4℃/h的速度加热至150℃后保温24h，合金时效后的TEM衍射斑点和暗场像如图3a，3b所示。合金成分(wt％)经化学分析为：

Mg	Li	Cu	Mn	Zr	Al
						1.4	1.1	3.9	0.1	0.12	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝493MPa，抗拉强度σ_b＝554MPa，延伸率δ＝16.8％；

弹性模量E为76.4GPa。

实施例3：与实施例1和实施例2的区别在于：

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行3％预变形，将预变形后的材料以6℃/h的速度加热至160℃后保温24h，合金成分(wt％)经化学分析为：

Mg	Li	Cu	Mn	Zr	Al
						1.2	1.21	4.2	0.33	0.11	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝510MPa，抗拉强度σ_b＝570MPa，延伸率δ＝15.5％

弹性模量E为77.0GPa。

实施例4：与实施例1、实施例2和实施例3的区别在于：

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行4％预变形，将预变形后的材料以5℃/h的速度加热至150℃后保温24h，合金成分(wt％)经化学分析为：

Mg	Li	Cu	Mn	Zr	Al
						1.7	0.99	3.84	0.05	0.10	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝501MPa，抗拉强度σ_b＝561MPa，延伸率δ＝14.7％；

弹性模量E为76.4GPa。

实施例5：与实施例1、实施例2、实施例3和实施例4的区别在于：

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行4％预变形，将预变形后的材料以5℃/h的速度加热至150℃后保温24h，合金成分(wt％)经化学分析为：

Mg	Li	Cu	Mn	Zr	Al
						2.0	0.95	4.1	0.30	0.14	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝509MPa，抗拉强度σ_b＝561MPa，延伸率δ＝16.5％；

弹性模量E为76.4GPa。

实施例6：与实施例1、实施例2、实施例3、实施例4和实施例5的区别在于：

本实施例所用合金成分和均匀化工艺与实施例2相同，挤压型材的固溶处理和时效工艺也与实施例2相同。

其区别特征在于合金挤压成型时的挤压比为64:1。

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝525MPa，抗拉强度σ_b＝578MPa，延伸率δ＝13.8％；

弹性模量E为76.5GPa。

对比例1

本对比例所用合金成分和实施例2相同，挤压型材的固溶处理工艺也与实施例2相同。

其区别特征在于铸锭的均匀化工艺为，520℃保温30h。合金均匀化前后的金相组织如图4所示。

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝465MPa，抗拉强度σ_b＝526MPa，延伸率δ＝5.4％；

弹性模量E为76.4GPa。

对比例2

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行4％预变形，将预变形后的材料以5℃/h的速度加热至150℃后保温24h，合金成分(wt％)经化学分析为：

Li	Cu	Mn	Zr	Al
					0.99	3.84	0.22	0.10	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝440MPa，抗拉强度σ_b＝501MPa，延伸率δ＝10.9％；

弹性模量E为76.2GPa。

对比例3

根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Zn、纯Mg、纯Mn、纯Ag、纯Al。在700℃-780℃温度区间熔化原料，精炼处理后，在氩气保护下进行连铸得到铸锭。对铸锭进行三级均匀化处理，具体工艺为：470℃保温12h，然后在520℃保温12h，最后在560℃保温4h。将均匀化的铸锭在450℃保温2h，放入温度为400℃的模具中挤压成型，挤压比为30:1。

对挤压成型的型材进行520℃保温2h的固溶处理。将固溶处理后的棒材，进行4％预变形，将预变形后的材料以5℃/h的速度加热至150℃后保温24h，合金成分(wt％)经化学分析为：

Li	Cu	Zr	Al
				1.23	3.44	0.13	余量

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝443MPa，抗拉强度σ_b＝511MPa，延伸率δ＝8.7％；

弹性模量E为77.1GPa。

对比例4

本对比例所用合金成分和均匀化工艺与实施例2相同，挤压型材的固溶处理工艺也与实施例2相同。

其区别特征在于，挤压型材的时效方式为，固溶处理后直接放至温度为170℃的油浴炉中保温时效。

该变形铝锂合金时效后室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝487MPa，抗拉强度σ_b＝547MPa，延伸率δ＝6.7％；

弹性模量E为76.4GPa。

对比例5

本对比例的铝锂合金根据专利CN101967589(公开号)中的说明书中实施例的方法制备，制备所得合金的化学成分为(wt％)：

合金的时效处理也根据该专利所述的方法进行，经时效后合金的室温力学性能、弹性模量为：

屈服强度σ_0.2＝510MPa，抗拉强度σ_b＝566MPa，延伸率δ＝8.4％；

弹性模量E为77.0GPa。

综上所述：该中等强度高延伸率的铝锂合金，通过添加Mn，使得合金时效过程中析出了Al₂₀Mn₃Cu₂粒子。所述合金含有更高含量的Mg，高含量的Mg保证合金时效时能析出更多的S′相。Al₂₀Mn₃Cu₂粒子和S′相都能在一定程度上改善Al-Li合金的塑性，因此本发明所述的新型合金和已有铝锂合金相比塑性更好，可获得更高的延伸率，通过三级均匀化处理，消除了合金中的难溶第二相，将Mg原子充分溶解到基体中，使得后续时效时能够析出更多的S′相，预变形+随炉缓慢升温的时效工艺，促进了时效过程中强化相T₁和S′相的弥散均匀析出，因此所述合金具有更为优良的综合力学性能

本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式。应当指出，以上实施例仅用于说明本发明，而并不用于限制本发明的保护范围。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，这些改进也应视为本发明的保护范围。

需要说明的是，在本文中，诸如第一和第二等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (1)

1.一种高Mg含量中强高延变形铝锂合金的热处理方法，其特征在于，所述铝锂合金由如下重量百分比含量的各组分组成：Mg1-2％、Cu3-4.5％、Li1-2％、Zr0.1-0.5％、Mn0.1-0.3％，杂质元素总含量小于0.25％，以及余量的Al；

其制备方法包括以下制备步骤：

(1)根据合金的质量百分数要求，称取原料，包括Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金，纯Li、纯Mg、纯Mn和纯Al；

(2)在700℃-780℃温度区间熔化原料、精炼处理后，在氩气保护下浇到金属型中或连铸得到铸锭；

(3)三级均匀化：将铸锭放至温度为460-470℃的炉中，保温9-12h，接着升温至500-520℃，保温9-12h，完成二级均匀化后，升温至550-570℃，短时保温2-4h；

(4)将均匀化的铸锭进行挤压成型，挤压比范围为9:1-80:1；

(5)固溶处理：将挤压成形后的型材，放至520-540℃保温2-4h；

(6)预变形+缓慢加热时效：将固溶处理后的挤压型材在室温进行2-4％预变形，随炉从室温以3-5℃/h的速度随炉缓慢升温至140-160℃，保温20-30h。

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