CN110592444B - 一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法 - Google Patents

一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

一种700‑720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法。它主要由铝、锌、镁、铜、锆和钛组成，其中锌的质量百分比为9.0～9.5%，镁的质量百分比为1.95～2.1%，铜的质量百分比为1.14～1.15%，锆的质量百分比为0.19～0.20%，钛的质量百分比为0.38~0.85%，余量为铝和少量杂质元素。该合金的制备依次包括：（1）熔铸；（2）均质化退火（450℃×24h）；（3）热挤压（挤压比7）；（4）固溶处理（450℃×2h+460℃×2h+470℃×2h）和（5）时效处理（121℃×24h）。本发明合金具有晶粒细小，晶粒分布均匀，具有高强韧、高晶间抗腐蚀、高耐热的特点。

Description

一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种铝合金材料，尤其是高强度耐热耐腐蚀铝合金技术，具体地说是一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀高铝合金及其制备方法。
背景技术
Al-Zn-Mg-Cu系铝合金是一种高强度的变形铝合金，相较于其他合金包括其他变形铝合金，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金有着更优异的综合性能，同时也因比强度高、轻量化、抗腐蚀性能好等特点而广泛地运用在航空航天、汽车与船舶行业。同时，为了获得组织更好、综合性能更优秀的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，优化成分设计与选择合适的热处理工艺必不可少。
现代工业常把Ti元素当做微量合金化元素与细化剂添加到合金中，而把Ti元素当做主合金元素添加到合金之中，分析其对合金性能具体影响的研究比较少。这一定程度上制约了我国航天航空、武器装备等工业地发展。
发明内容
本发明的目的是通过成分设计和制备设计，发明一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法。
本发明的技术方案之一是：
一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，其特征在于：它主要由铝（Al）、锌（Zn）、镁（Mg）、铜（Cu）、锆（Zr）和钛（Ti）组成，其中其中，锌（Zn）的质量百分比为9.0～9.5%，镁（Mg）的质量百分比为1.95～2.1%，铜（Cu）的质量百分比为1.14～1.15%，锆（Zr）的质量百分比为0.19～0.20%，钛（Ti）的质量百分比为0.38~0.85%，余量为铝和少量杂质元素，各组份之和为100%。
本发明的技术方案之二是：
一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金的制备方法，其特征是它依次包括：（1）熔铸；（2）均质化退火；（3）热挤压预变形处理；（4）固溶处理；（5）时效处理；
所述的熔铸为：将纯Al熔化后依次加入Al-Cu中间合金、Al-Zr中间合金，设定熔炼温度为900±10℃，待所有材料均融化之后再保温一小时，将温度降低至800±10℃后，搅拌后分三次加入纯Zn、纯Mg、六氯乙烷除气剂并分别保温10±2分钟，最后在预热过的模具中浇铸；
所述的均质化退火为：对浇铸成形的铝合金试样进行450±10℃×24±1h的退火；
所述的热挤压预变形处理为：将退火后的试样加热至420±10℃，模具温度150±10℃，进行挤压比为6～8的挤压；
所述的固溶处理为：对经过热挤压的试样进行 450±10℃ × 2h+460±10℃ ×2h+470±10℃ × 2h的固溶处理后再水淬；
所述的时效处理为:对经过固溶处理后的试样进行121±10℃×24±1 h的时效处理，即得到700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金。
本发明的有益效果：
（1）本发明获得的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，按国标GB/T228-2002（金属材料室温拉伸试验测定方法）最高强度可达724.638MPa，断裂伸长率为13%。按国标GB/T 7998-2005（铝合金晶间腐蚀测定方法）其晶间腐蚀深度为116.45-138.25μm，在变形温度250℃，应变速率1S-1的条件下，抗压强度最高可达211.5MPa。
（2）本发明的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，以Ti元素作为微量合金元素添加到Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，会在铝基体中生成AlTi3，AlTi3能有效的抑制Fe、Si原子在基体中扩散，从而抑制第二相的析出，同时AlTi3也能细化铸态组织。Ti元素的微合金化细化晶粒能提高液态铝合金流动性，提高致密性；提高合金再结晶温度作用，大幅提高合金的综合力学性能与耐热性。一定程度上打破了国外对高性能铝合金的技术封锁，可满足我国航空航天、武器装备等领域的需求。
（3）本发明通过大量的试验获得了理想的制备方法，尤其是通过采用按次序加入各中间合金及纯金属的方法来控制各组份含量，按本发明的工艺能容易地得到符合要求的铝合金材料。
附图说明
图1是本发明实施例一的铝合金挤压固溶态合金金相组织光学显微镜照片。
图2是本发明实施例一的铝合金的拉伸试验断口扫描电子显微镜照片。
图3是本发明实施例一的铝合金的晶间腐蚀试验后横截面金相组织光学显微镜照片。
图4是本发明实施例一的铝合金的热压缩应力-应变曲线图。
图5是本发明实施例二的铝合金挤压固溶态合金金相组织光学显微镜照片。
图6是本发明实施例二的铝合金的拉伸试验断口扫描电子显微镜照片。
图7是本发明实施例二的铝合金的晶间腐蚀试验后横截面金相组织光学显微镜照片。
图8是本发明实施例二的铝合金的热压缩应力-应变曲线图。
图9是本发明对比例一的未Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的挤压固溶态合金金相组织光学显微镜照片。
图10是本发明对比例一的未Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的拉伸试验端口扫描电子显微镜照片。
图11是本发明对比例一的未Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的晶间腐蚀试验后横截面金相组织光学显微镜照片。
图12是本发明对比例一的未Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的热压缩应力-应变曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步的说明。
实施例一
如图1、2、3、4所示。
一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金按以下方法制备而成:
先将纯Al(99.97%)、Al-Cu中间合金（50.12%Cu）、Al-Ti-B中间合金（5%Ti）、Al-Zr中间合金(4.11%Zr)加入石墨坩埚并放置在电阻丝熔炼炉中，设定熔炼温度为900±10℃，待所有材料均融化之后再保温一小时，将温度降低至800±10℃后，搅拌后分三次加入纯Zn(99.99%)、纯Mg(99.99%),融化完全后保温10±2分钟，再用六氯乙烷除气直至没有气体排出，静置保温10±2分钟后除渣，最后浇筑到预热过的模具中得到毛坯。然后再对毛坯进行450±10℃×24±1h的均质化退火；均质化退火再对毛坯进行加热至420±10℃，模具温度150±10℃，进行挤压比为6～8（最佳为7）的热挤压；热挤压结束后，再进行450±10℃ ×2h+460±10℃ × 2h+470±10℃ × 2h的固溶处理并水淬，最后进行121±10℃×24±1 h的时效处理，即得到700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金。
本实施例的高强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金经光谱实际测量成分为：9.5%Zn、2.0%Mg、1.15%Cu、0.38%Ti、0.19%Zr,余量为铝和杂质元素。
本实施例一的高强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金挤压固溶态合金金相组织致密（附图1），相对于对比例一的未Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的挤压固溶态合金金相组织光学显微镜照片（附图9），0.38%Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金挤压固溶态金相组织晶粒更细，晶粒尺寸也相对均匀。实测强度为700.125MPa,断裂伸长率为11%，拉伸试验试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂（附图2）；按国标GB/T 7998-2005其晶间最大腐蚀深度为138.25μm（附图3）；合金在变形温度250℃，应变速率1S-1的条件下，抗压强度为210.6MPa（附图4）。
实施例二
如图5、6、7、8所示。
一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金由以下方法制备而成:
先将纯Al(99.97%)、Al-Cu中间合金（50.12%Cu）、Al-Ti-B中间合金（5%Ti）、Al-Zr中间合金(4.11%Zr)加入石墨坩埚并放置在电阻丝熔炼炉中，设定熔炼温度为900±10℃，待所有材料均融化之后再保温一小时，将温度降低至800±10℃后，搅拌后分三次加入纯Zn(99.99%)、纯Mg(99.99%),融化完全后保温10±2分钟，再用六氯乙烷除气直至没有气体排出，静置保温10±2分钟后除渣，最后浇筑到预热过的模具中，得到毛坯。然后再对毛坯进行450±10℃×24±1h的均质化退火；均质化退火再对毛坯进行加热至420±10℃，模具温度150±10℃，进行挤压比为6～8（最佳为7）的热挤压；热挤压结束后，再进行450±10℃ ×2h+460±10℃ × 2h+470±10℃ × 2h的固溶处理并水淬，最后进行121±10℃×24±1 h的时效处理，即得到700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金。
本实施例的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金经光谱实际测量成分为：9.1%Zn、1.95%Mg、1.14%Cu、0.85%Ti、0.2%Zr,余量为铝和杂质元素。
本实施例二的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金金相组织致密（附图5），相对于对比例一的未经Ti合金化的高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金的挤压固溶态合金金相组织光学显微镜照片（附图9），0.85%Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金挤压固溶态金相组织晶粒最小，晶粒尺寸最为均匀。实测强度为724.638MPa,断裂伸长率为13%。拉伸试验试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂（图6），按国标GB/T 7998-2005其晶间最大腐蚀深度为116.45μm（附图7）；合金在变形温度250℃，应变速率1S-1的条件下，抗压强度为211.5MPa（附图8）。
实施例三。
本实施例的制备过程与实施例一、二相同，不同的是通过调整各组份配比，得到700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金经光谱实际测量成分为：9.0%Zn、2.1%Mg、1.145%Cu、0.55%Ti、0.195%Zr,余量为铝和杂质元素。性能指标与实施例一、二相似。
对比例一
如图9、10、11、12所示。
一种7未经过Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金及其制备方法:
先将纯Al(99.97%)、Al-Cu中间合金（50.12%Cu）、Al-Zr中间合金(4.11%Zr)加入石墨坩埚并放置在电阻丝熔炼炉中，设定熔炼温度为900℃，待所有材料均融化之后再保温一小时，将温度降低至800℃后，搅拌后分三次加入纯Zn(99.99%)、纯Mg(99.99%),融化完全后保温10分钟，再用六氯乙烷除气直至没有气体排出，静置保温10分钟后除渣，最后浇筑到预热过的模具中。即获得一种未经过Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金。
本实施例的未经过Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金经光谱实际测量成分为：9.0%Zn、2.1%Mg、1.03%Cu、0%Ti、0.19%Zr,余量为铝和杂质元素。
本实施例未经过Ti合金化的Al-Zn-Mg-Cu系合金挤压固溶态合金金相组织不致密（附图9），晶粒粗大，晶粒尺寸不均匀。实测强度为665.844MPa,断裂伸长率为9.6%，拉伸试验试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂（附图10）；按国标GB/T 7998-2005其晶间最大腐蚀深度为165.57μm（附图11）；合金在变形温度250℃，应变速率1S-1的条件下，抗压强度为113.3MPa（附图12）。
以上仅列出了几个常见配比的铝合金的配比及制造方法，本领域的技术人员可以根据上述实例适当地调整各组份的配比并严格按上述步骤进行制造即可获得理想的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法。
本发明未涉及部分均与现有技术相同或可采用现有技术加以实现。

Claims (3)

1.一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，它主要由铝（Al）、锌（Zn）、镁（Mg）、铜（Cu）、锆（Zr）和钛（Ti）组成，其中锌（Zn）的质量百分比为9.0～9.5%，镁（Mg）的质量百分比为1.95～2.1%，铜（Cu）的质量百分比为1.14～1.15%，锆（Zr）的质量百分比为0.19～0.20%，钛（Ti）的质量百分比为0.38~0.85%，余量为铝和少量杂质元素，各组份之和为100%；所述的铜（Cu）、锆（Zr）和钛（Ti）均以中间合金的形式出现；其中Al-Cu中间合金中Cu的质量百分比为50.12%，Al-Zr中间合金中Zr的质量百分比为4.11%，AI-Ti中间合金中Ti的质量百分比为5.11%；其特征在于：它由以下步骤制备而成（1）熔铸；（2）均质化退火；（3）热挤压预变形处理；（4）固溶处理；（5）时效处理；
所述的熔铸为：将纯Al熔化后依次加入Al-Cu中间合金、Al-Zr中间合金，设定熔炼温度为900±10℃，待所有材料均融化之后再保温一小时，将温度降低至800±10℃后，搅拌后分三次加入纯Zn、纯Mg、六氯乙烷除气剂并分别保温10±2分钟，最后在预热过的模具中浇铸；
所述的均质化退火为：对浇铸成形的铝合金试样进行450±10℃×24±1h的退火；
所述的热挤压预变形处理为：将退火后的试样加热至420±10℃，模具温度150±10℃，进行挤压比为6～8的挤压；
所述的固溶处理为：对经过热挤压的试样进行 450±10℃ × 2h+460±10℃ × 2h+470±10℃ × 2h的固溶处理后再水淬；
所述的时效处理为:对经过固溶处理后的试样进行121±10℃×24±1 h的时效处理，即得到700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金。
2.根据权利要求1所述的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，其特征是：所述的Al-Cu中间合金中Cu的质量百分比为50.12%，Al-Zr中间合金中Zr的质量百分比为4.11%，AI-Ti中间合金中Ti的质量百分比为5.11%。
3.根据权利要求1所述的700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金，其特征是：所述的热挤压的挤压比为7。
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