CN110241338A - 一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种Al‑Zn‑Mg‑Cu系超高强铝合金，包括以下组分：10％‑12％的Zn，2％‑3％的Mg，0.5％‑1.5％的Cu，总量小于0.2％的Fe和Si，杂质含量小于0.2％，余量为Al。一种Al‑Zn‑Mg‑Cu系超高强铝合金的制备方法，包括如下步骤：第一步，按所述质量的百分比，将工业纯铝加入坩埚电阻炉中加热熔化完全后，依次加入Cu源、Zn源和Mg源，直至全部完全熔化；第二步，然后进行搅拌、除气精炼和扒渣；第三步，将所制备金属液喷射至铜辊制备带材；第四步，将快速凝固得到的带材进行冷等静压得到冷压坯料；第五步，对冷压坯料进行热挤压得到挤压棒材；第六步，最后对挤压棒材进行热处理。本发明的技术方法，简化了工艺流程，材料利用率高，具有较高的强度和塑形，在航空航天、汽车等领域应用前景好。

Description

一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金及其制备方法

技术领域

本发明属于有色金属领域，涉及一种超高强铝合金材料，特别是一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金及其制备方法。

背景技术

Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金是以航空航天材料为背景开发研制出来的一类高性能铝合金，具有轻质、高强、高韧以及易加工的优良特性。随着现代航空航天工业的快速发展，对超高强铝合金的综合性能提出了更高的要求，与此同时，现代核工业、交通运输业的发展也迫切需要高性能、轻质的结构材料。因此探索制备满足现代工业需求的超高强铝合金具有重要的意义。近些年来，关于Al-Zn-Mg-Cu系超高强度铝合金的研究主要集中在优化合金成分设计、探索超细晶组织结构的制备技术、采用新型的制坯方法、发展新的成形加工及热处理制度等方面。

目前随着对Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的研究深入，各国材料研究者已达成共识的是材料的强度会随着Al-Zn-Mg-Cu系合金中(Zn、Mg)含量的增加而提高，但随着Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中Zn含量的增加，材料中的宏观偏析和铸造过程中的热裂倾向加大，严重影响到铸锭的成品率和材料的最终使用性能。随着快速凝固/粉末冶金工艺走向大规模应用，使得快速凝固工艺和材料的研究在国内外上目前处于研究热点，已成为一种研制新材料、开发材料潜能的重要手段之一，这也为制备高Zn含量的Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金材料及产品提供了有效方法。

快速凝固可显著地扩大溶质合金元素在合金中的固溶极限；细化凝固组织以及减小偏析等优势。单辊熔体旋转法快速凝固技术，由于大大提高了熔体的冷却速度，可制备细晶薄带，但难以制备三维大尺寸材料，限制了该技术在结构材料上的应用。

目前已有一些关于快速凝固+热挤压的技术研究，但多数集中在粉末冶金加热挤压，而一般采用气雾法制备的铝合金粉末，制备工序繁琐，成本较高。在专利CN201010298603.6中涉及了快速凝固制带制粉、球磨、真空包套制坯、热挤压制备纳米晶铝合金的方法，但对于所制备的铝合金性能方面的信息未提及，且工艺流程相对复杂；专利CN201310051011.8中涉及了粉末冶金加热挤压的技术应用，该方法的工艺流程较长，在热挤压之前需进行球磨和烧结的工艺，生产周期长，且提高了生产成本，所制备的材料强度不足500MPa。

发明内容

针对现有技术中存在的技术问题，本发明的目的之一是：提供一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金，其具有细晶组织，材料强度大于500MPa，塑性较好。

针对现有技术中存在的技术问题，本发明的目的之二是：提供一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其能够降低生产成本，缩短生产周期，且生产出的Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金材料强度大于500MPa，塑性较好。

为了达到上述目的，本发明采用如下技术方案：

一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金，按质量百分比，包括以下组分：10％-12％的Zn，2％-3％的Mg，0.5％-1.5％的Cu，总量小于0.2％的Fe和Si，杂质含量小于0.2％，余量为Al。

进一步，按质量百分比，包含10.72％的Zn，2.43％的Mg，0.86％的Cu，总量小于0.2％的Fe和Si，杂质含量小于0.2％，余量为Al。

一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，包括如下步骤：

第一步，按所述质量的百分比，将工业纯铝加入坩埚电阻炉中加热熔化完全后，依次加入Cu源、Zn源和Mg源，直至全部完全熔化；

第二步，然后进行搅拌、除气精炼和扒渣；

第三步，将所制备金属液喷射至铜辊制备带材；

第四步，将快速凝固得到的带材进行冷等静压得到冷压坯料；

第五步，对冷压坯料进行热挤压得到挤压棒材；

第六步，最后对挤压棒材进行热处理得到Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金。

进一步，工业纯铝，Zn源，Mg源的纯度均大于99.7％，Cu源为紫铜，纯度为99.9％～99.95％。

进一步，Zn源、Mg源和Cu源的加入温度均为750℃～800℃，且上一种原料直至其完全熔化后静置5～10min，再加入下一种原料。

进一步，金属液温度达到710℃～720℃时，喷射至铜辊上快速冷却，得到快速凝固的带材，带材宽度为2.9～3.3mm，厚度为92.7～153.7μm，组织主要由过饱和固溶体α(Al)细晶构成。

进一步，快速凝固的带材在模具中进行冷等静压，制成圆柱形冷压坯料，冷等静压的压力大于60MPa。

进一步，对冷压坯料进行热挤压，工艺参数为挤压温度420℃，保温30min，挤压比为25和39.1。

进一步，热处理工艺为温度480℃下处理0.5h，然后在温度140℃下处理3h。

总的说来，本发明具有如下优点：

1、本发明的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的Zn含量高，且Zn/Mg比例高，合金化程度高，能有效提高合金的强度；解决了合金元素含量较高时，在凝固过程中易发生晶间偏析，形成非平衡共晶相的问题；Cu含量较低，能提高材料的断裂韧性，因此塑性较好，同时避免了添加过多Cu易导致晶界形成较多的低熔点共晶相。

2、通过单辊熔体旋转法制备快速凝固组织，可获得组织细小、均匀，无偏析或少偏析的微晶甚至纳米晶组织。相对球磨法来说，具有生产成本低，生产周期短；相对喷射沉积法来说，有更大的冷却速度，可达106K/s；相比传统的铸造方法，其组织晶粒相对细小，且产品成分可控性高，同时降低了传统铸造中的成分偏析问题。

3、采用本发明的技术方法，简化了工艺流程，材料利用率高，同时本发明的Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金可热处理强化，且强化效果明显。本发明的Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金塑形成形性能较好，具有较高的强度和塑形，在航空航天、汽车等领域应用前景好。

附图说明

图1为实施例1中制备的快速凝固带材表面形貌扫描电子显微镜图；

图2为实施例1中制备的快速凝固带材X射线衍射图；

图3为实施例3中制备的挤压棒材T6态的拉伸曲线图；

图4为实施例3中制备的挤压棒材T6态的拉伸断口形貌图。

具体实施方式

下面来对本发明做进一步详细的说明。

实施例1

一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金，按质量百分比，其具体组分如下：10.72％Zn，2.43％Mg，0.86％Cu，余量为Al。

(1)将工业纯铝(纯度≥99.7％)在坩埚电阻炉中加热至750℃～800℃；

(2)待工业纯铝完全熔化后，搅拌后静置5min，再依次加入紫铜(纯度为99.9％～99.95％)，工业纯锌(纯度≥99.7％)和工业纯镁(纯度≥99.7％)；添加过程中直至上一种原料完全熔化后，进行搅拌后静置5～10min，再加入下一种原料，直至所有原料完全熔化；

(3)待金属液温度降到710℃～720℃，喷射至高速旋转的铜辊，获得具有快速凝固组织的带材，带材宽度为2.9～3.3mm，厚度为92.7～153.7μm；

制备的带材表面形貌扫描电子显微镜图如图1所示，通过X射线衍射分析，由图2可知，带材组织主要由过饱和固溶体α(Al)细晶构成。

(4)将快速凝固的带材放入模具中，在冷等静压压力≥60MPa进行冷压制坯，直径为50±0.5mm，得到热挤压原材料。

(5)利用实施例1中制备的冷压坯料，采用热正挤压的方法，得到直径为10mm的实心棒材，具体制备方法如下：

ⅰ首先将实施例1制备的冷压坯料放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为420℃，保温时间为0.5h；将挤压嘴放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为400℃，保温时间为0.5h以上；将挤压模具加热保温，加热温度为400℃，保温时间为2h以上；

ⅱ保温完成后进行热挤压，挤压比为25，冷却方式为水淬；然后对棒材采用480℃、0.5h和140℃、24h的固溶和人工时效热处理，得到实心棒材。

制备的实心棒状型材表面光滑、无开裂；对制备的棒材依据GB/T 228.1-2010进行力学性能测试，测试结果如下：抗拉强度为592.6MPa，伸长率为7.7％。可见，获得的挤压棒材力学性能良好。

实施例2

本实施例的主要步骤与实施例1相同，相同之处不再赘述，不同之处在于：

利用实施例1中制备的冷压坯料，采用热正挤压的方法，得到直径为8mm的实心棒材，具体制备方法如下：

(1)首先将实施例1制备的冷压坯料放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为420℃，保温时间为0.5h；将挤压嘴放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为400℃，保温时间为0.5h以上；将挤压模具加热保温，加热温度为400℃，保温时间为2h以上；

(2)保温完成后进行热挤压，挤压比为39.1，冷却方式为水淬；然后对棒材采用480℃、0.5h和140℃、24h的固溶和人工时效热处理，得到实心棒材；

制备的实心棒状型材表面光滑、无开裂；对制备的棒材依据GB/T 228.1-2010进行力学性能测试，测试结果如下：抗拉强度为616.5MPa，伸长率为5.9％。可见，获得的挤压棒材力学性能良好。

实施例3

本实施例的主要步骤与实施例1相同，相同之处不再赘述，不同之处在于：利用实施例1中制备的冷压坯料，采用热正挤压的方法，得到直径为8mm的实心棒材，具体制备方法如下：

(1)首先将实施例1制备的冷压坯料放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为420℃，保温时间为0.5h；将挤压嘴放入箱式电阻炉中加热保温，加热温度为400℃，保温时间为0.5h以上；将挤压模具加热保温，加热温度为400℃，保温时间为2h以上；

(2)保温完成后进行热挤压，挤压比为39.1，冷却方式为水淬；然后对棒材采用480℃、0.5h和140℃、3h的固溶和人工时效热处理，得到实心棒材；

制备的实心棒状型材表面光滑、无开裂；对制备的棒材依据GB/T 228.1-2010进行力学性能测试，测试结果如下：抗拉强度为631.9MPa，伸长率为6.3％。可见，获得的挤压棒材力学性能良好；

制备的实心棒材T6态拉伸曲线图如图3所示；

制备的实心棒材T6态拉伸断口形貌图如图4所示。证明本方法得到的棒材力学性能良好。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金，其特征在于：按质量百分比，包括以下组分：10％-12％的Zn，2％-3％的Mg，0.5％-1.5％的Cu，总量小于0.2％的Fe和Si，杂质含量小于0.2％，余量为Al。

2.按照权利要求1所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金，其特征在于：按质量百分比，包含10.72％的Zn，2.43％的Mg，0.86％的Cu，总量小于0.2％的Fe和Si，杂质含量小于0.2％，余量为Al。

3.权利要求1-2任一项所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

第一步，按所述质量的百分比，将工业纯铝加入坩埚电阻炉中加热熔化完全后，依次加入Cu源、Zn源和Mg源，直至全部完全熔化；

第二步，然后进行搅拌、除气精炼和扒渣；

第三步，将所制备金属液喷射至铜辊制备带材；

第四步，将快速凝固得到的带材进行冷等静压得到冷压坯料；

第五步，对冷压坯料进行热挤压得到挤压棒材；

第六步，最后对挤压棒材进行热处理得到Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金。

4.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：工业纯铝，Zn源，Mg源的纯度均大于99.7％，Cu源为紫铜，纯度为99.9％～99.95％。

5.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：Zn源、Mg源和Cu源的加入温度均为750℃～800℃，且上一种原料直至其完全熔化后静置5～10min，再加入下一种原料。

6.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：金属液温度达到710℃～720℃时，喷射至铜辊上快速冷却，得到快速凝固的带材，带材宽度为2.9～3.3mm，厚度为92.7～153.7μm，组织主要由过饱和固溶体α(Al)细晶构成。

7.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：快速凝固的带材在模具中进行冷等静压，制成圆柱形冷压坯料，冷等静压的压力大于60MPa。

8.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：对冷压坯料进行热挤压，挤压工艺参数为挤压温度420℃，保温30min，挤压比为25和39.1。

9.按照权利要求3所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金的制备方法，其特征在于：热处理工艺为温度480℃下处理0.5h，然后在温度140℃下处理3h。