CN111373861B - 一种铝铜镁银合金及其热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有高温性能优异的铝铜镁银合金及其热处理方法。合金中各元素的质量百分比含量如下：Cu 5.70～6.60％，Mg 0.25～0.45％，Ag 1.55～1.85％，Mn 0.23～0.33％，Zr 0.10～0.20％，Ti 0.03～0.13％，Fe≤0.05％，Si≤0.06％，余量为Al；并且合金中的主要合金元素含量比为：15≤Cu/Mg≤26，4.0≤Ag/Mg≤7.4，4≤Mg/Si。对本发明的合金，通过实行固溶淬火后的预先欠时效方法，能降低或消除矫直变形对形成Ω相的阻碍、获得优异的高温力学性能。本发明的合金满足航空航天飞行器对250-300℃高温持久和180-240℃温度范围长时间热暴露性能的要求。

Description

一种铝铜镁银合金及其热处理方法

技术领域

本发明涉及一种Al-Cu-Mg-Ag合金，特别涉及具有优异高温性能的Al-Cu-Mg-Ag合金，同时涉及提高矫直变形后合金高温性能的热处理工艺。

背景技术

耐热铝合金是一种重要的结构材料，2024、2618等常规的耐热铝合金只能用于100℃以下，或者短时间用于150-200℃以下，越来越难以满足航空航天工业对高温力学性能的苛刻要求。

Al-Cu-Mg-Ag合金是一种新型耐热铝合金结构材料，其综合力学性能优于现有的常规耐热铝合金。Al-Cu-Mg-Ag合金之所以体现出优异的耐热性能主要源于其微观组织中存在一种高热稳定性的片状Ω相(化学成分为Al₂Cu)。通常情况下，Ω相是Al-Cu-Mg-Ag合金中的主要强化相。

除了常规依靠Ω相强化和提高耐热性外，经过多年的研究，目前出现了多种技术途径提高Al-Cu-Mg-Ag合金的高温性能。如：CN1556236采用提高Ti含量来提高合金的耐热性能；CN1560298A、CN101177750、CN1556235A、CN101037749A、CN103981409A等采用稀土合金化技术提高该类合金的耐热性能；CN104711468A采用Si和Ge合金化形成σ相来提高耐热性能。上述这些技术途径主要以提高300℃短时拉伸性能和200℃左右持久蠕变性能为目标。随着科技的发展，航空航天飞行器对耐热铝合金的性能要求越来越高，对180-240℃以上温度的长时间热暴露和250-300℃下的高温持久性能提出了要求，而目前现有技术的Al-Cu-Mg-Ag合金却无法达到要求。

如何进一步提高Al-Cu-Mg-Ag合金的耐高温性能？从原理上来说，该合金系列是以Ω相为主要强化相和耐热相。现有技术中主要是采用Ti微合金化、稀土合金化以及采用Si、Ge合金化形成σ相的方法来强化基体和提高耐热性能，而没有从如何提高Ω相本征热稳定性的角度，来改进合金设计和提高合金高温性能。

发明人团队以前的发明专利CN 101245430A通过适当提高Ag含量和Ag/Mg比，大幅度提高Ω相的形核率，从而提高合金的高温性能。但该技术还是无法满足250-300℃高温持久和180-240℃长时间热暴露性能的苛刻要求。

此外，发明人研究发现，Al-Cu-Mg-Ag合金薄板和薄壁件产品的加工过程中，预变形或矫直变形会导致合金高温性能的大幅度下降，极大地影响了该合金产品的推广应用。如何解决薄板和薄壁件产品固溶淬火后的矫直变形或预变形处理产生的不良影响问题，也是该合金能否真正推广应用的关键。因此，除针对该合金开发新的合金成分设计外，还需要开发新型的配套热处理技术。

发明内容

本发明针对现有Al-Cu-Mg-Ag合金无法满足250-300℃高温持久和180-240℃长时间热暴露性能的苛刻要求的不足，通过系统性的成分设计，以及通过改善加工方法，克服预变形或矫直变形会导致合金高温性能的大幅度下降的缺陷，得到一种高温性能优异的铝铜镁银合金。

本发明的一种具有优异高温性能的铝铜镁银合金成分的质量百分比为：Cu5.70～6.60％，Mg 0.25～0.45％，Ag 1.55～1.85％，Mn 0.23～0.33％，Zr 0.10～0.20％，Ti0.03～0.13％，Fe≤0.05％，Si≤0.06％，余量为Al；并且，合金中的主要合金元素质量含量比为15≤Cu/Mg≤26，4.0≤Ag/Mg≤7.4，4≤Mg/Si。

针对本发明的Al-Cu-Mg-Ag合金棒材、锻件和厚壁件制品，其制备工艺为：将工业化合金大铸锭进行460-470℃/24小时去应力退火；然后采用460-480℃/12-24小时+500-515℃/24-72小时双级均匀化处理；双级均匀化后505-515℃固溶1-3小时后，继续在520-525℃固溶1-3小时，水淬；合金固溶水淬后，直接进行150-180℃时效处理12-36小时。

针对本发明的Al-Cu-Mg-Ag合金薄板或薄壁件制品，制备工艺为：将工业化合金大铸锭进行460-470℃/24小时去应力退火，再采用是460-480℃/12-24小时+500-515℃/24-72小时双级均匀化处理；将均匀化过后的铸锭热轧成薄板或薄壁件，热轧温度范围为370-480℃，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为85-96％。；然后将合金薄板或薄壁件505-515℃固溶1-3小时后，继续在520-525℃固溶1-3小时，水淬；合金固溶水淬后先在150-180℃预时效处理30-180分钟，随后进行2-6％的矫直变形，再进行150-180℃时效处理8-20小时。

本发明的Al-Cu-Mg-Ag合金薄板和薄壁件制品，采用合金固溶水淬后先在150-180℃预时效处理30-180分钟，随后进行2-6％的矫直变形，再进行150-180℃时效处理8-20小时，这样的工艺能减小合金矫直变形处理对合金高温力学性能的不利影响。

Al-Cu-Mg-Ag合金在时效过程中Ω相的析出序列可以概括为：过饱和固溶体→θ”+Mg-Ag原子团簇→Ω相→θ相。研究表明Ω相通常由Mg-Ag原子团簇转变而来，较多的Mg-Ag原子团簇意味着可以得到更多的Ω相。在合金析出初期，Mg-Ag原子团簇和θ”相是共存的，在Mg-Ag原子团簇形成Ω相之际，Ω消耗θ”相获得Cu原子而长大。传统的Ω相形成理论认为，Mg含量的增加可以促进更多Mg-Ag原子团簇形成，有利于提高Ω相析出的形核率，但Mg含量的升高同时也意味着Cu/Mg比的降低，从而改变合金相区，使时效过程中也较容易形成耐热性较差的S相(化学成分为Al₂CuMg)。S相的存在一方面消耗用于形成Mg-Ag原子团簇的Mg原子，降低时效初期Ω相的析出数量，同时也会争夺Ω相长大必不可少的Cu原子，抑制Ω相的长大。显然，S相不利于获得高数量密度的Ω相，会显著降低合金的高温力学性能。因此，常规的Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金成分设计一般将合金设计在α+θ两相区，即Cu/Mg≥8，以此来保证获得足够数量的Ω耐热相。由此可见，常规的成分设计技术途径是通过获得足够数量的耐热相来确保合金高温性能的，而不是通过提高Ω相的本征耐热性能来获得合金高温性能的提升，这样就限制了Al-Cu-Mg-Ag合金高温性能的进一步提升。

本发明研究发现，在保证足够数量Mg原子的前提下，Cu/Mg质量比例控制在15-26之间，能够提高Ω相的本征热稳定性和合金高温性能。之所以这样，是因为在α+θ两相区内，提高合金的Cu/Mg质量比会导致Ω相中Cu原子比例升高，由于Cu原子具有相对较高的扩散激活能，其原子比例升高增加了Ω相粗化或分解所需要的原子扩散激活总能量，从而大幅度提高了Ω相的本征热稳定性。虽然Ω相中Cu原子比例升高，会增大基体与Ω相界面的晶格畸变，但该晶格畸变的增大，完全可以通过适当提高界面偏聚Ag原子的数量予以降低或消除，而使得Ω相的本征热稳定性得以保证。

对于Ag元素的作用，原有理论认为，Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金中Ω相是在Mg-Ag原子团簇基础上形成的。作为前驱体的Mg-Ag原子团簇，Mg原子是核心，Ag原子是起辅助作用的促进剂。也就是说，Ag原子主要对Ω相的形核起作用。专利文献CN101245430A中显示，Ag原子与Mg原子作用相似，Ag原子数量增加可以提高Mg-Ag原子团簇数量密度，从而提高Ω相的形核率和合金的高温性能。所有这些研究都是以提高Ω相形核率，增加耐热相数量的途径来提高合金高温性能的。而本发明研究发现，Ag原子偏聚在Ω相与基体的相界面上，不仅可以减小或消除Ω相与基体的相界面上的晶格畸变，而且在相界面上形成以Ag原子为主的包裹层。这样，Ω相无论以台阶机制生长粗化，还是发生分解、向θ相转变，都需要扩散激活能较大的Ag原子发生迁移。提高合金的Ag/Mg质量比例，增加Ag在Ω相与基体相界面上的偏聚量，必然会增加Ag原子扩散迁移的系统自由能，从而增加Ω相粗化生长或分解的阻力，提高Ω相的本征热稳定性及合金的高温性能。

本发明发现了一种不同于现有采取增加Ω相数量来提高合金高温性能的另一个新途径，即通过增加具有较大扩散激活能的Ag、Cu原子在Ω相中的比例，提升合金中的Cu/Mg质量比和Ag/Mg质量比，来增大Ω相粗化或分解的阻力，从而实现Ω相本征热稳定性及合金高温性能的提高。

在Al-Cu-Mg-Ag合金中，Si元素是一种杂质元素，它对合金力学性能的影响主要体现在：Si元素的存在，会抑制耐热Ω相的析出。随着合金中Si含量的增加，Mg/Si比逐渐降低，当Mg/Si比小于3时，Ω相的析出将会被完全抑制。这是因为Si原子与Mg原子的相互作用非常强烈，当Si含量增加到一定范围时，Mg原子优先与Si原子结合形成Mg-Si原子团簇，从而显著抑制了时效初期Mg-Ag原子团簇的形成，大大降低Ω相的形核率，难以获得Ω相，最终大幅降低合金的力学性能。此外，若Mg/Si比略大于3，Ω相虽然能够形成，但数量密度很低，少量的Ω相难以提高合金的高温力学性能。因此，保证较低的Si元素含量和较高的Mg/Si比，也是Al-Cu-Mg-Ag合金成分设计的重要准则之一。本发明研究发现，合金中杂质Si含量限制在0.06％以下，同时确保Mg/Si质量比≥4，就能够获得足够数量的Ω耐热相，保证合金的高温性能。

在工业化生产过程中，铝合金板材及薄壁件在固溶淬火后需要进行矫直变形来控制板型。由于矫直变形引入的位错促进了与Ω耐热相析出存在竞争关系的θ”相的析出，而大大抑制了Al-Cu-Mg-Ag合金中Ω相的形核生长，造成合金板材或者薄壁件产品的高温力学性能大幅度降低。这是因为θ”相的高温粗化抗力和强化效应远小于Ω相。针对这一问题，本发明在合金固溶淬火后的矫直变形之前，先引入预先时效处理，通过高温短时的人工时效，使合金在矫直变形之前微观组织中先析出较多的Mg-Ag原子团簇和Ω相，在矫直变形后的时效进程中这些Mg-Ag原子团簇将为Ω相的析出提供形核位置，而已析出的Ω相因不受矫直变形的影响会保留下来，使得合金在完成矫直变形的后续峰值时效进程中，析出的Ω相的数量密度与未施加矫直变形处理的合金接近甚至相同，从而大幅度减小因施加矫直变形的性能损失，获得接近于或等同于未施加矫直变形合金的高温力学性能。而合金在预先时效处理后的合金强度相对较低、延伸率足够高，完全不影响矫直变形。

综上所述，本发明提出的铝铜镁银合金，在保持足够Mg含量的前提下，通过大幅度提高Ω相中的Cu/Mg原子比例和Ag/Mg原子比例，增加Ω相粗化和分解的原子扩散激活能及系统自由能，从而提高Ω相的本征热稳定性及合金的高温性能。并且，通过严格限制Si含量保证足够高的Mg/Si质量比例，确保合金中形成足够数量的Ω耐热相。除此之外，对于合金板材及薄壁件产品，通过实行固溶淬火后的预先欠时效方法，保证获得足够数量的Ω相，减小甚至消除矫直变形带来的不利影响，从而获得优异的高温力学性能，且适用于工业化生产。

附图说明

图1是实施例5中合金经过均匀化后非平衡相的形貌图；

图2是实施例5中合金经过均匀化后非平衡相的能谱分析图；

图3是实施例4中合金直接人工时效态后的TEM组织图；

图4是实施例7中合金进行拉伸变形后加人工时效的TEM组织图；

图5是实施例8中进行预处理后再进行拉伸变形并进行人工时效合金的TEM组织图；

图6是实施例12中进行预处理后再进行拉伸变形并进行人工时效合金的TEM组织图。

具体实施方式

下述所有实施例合金成分元素均为质量百分比含量。

实施例1

合金1^#成分为：6.34％Cu，0.35Mg，1.58％Ag，0.30％Mn，0.15％Zr，0.08％Ti，0.04％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行460℃/24小时去应力退火，随后采用460℃/24小时+515℃/24小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先510℃固溶1小时再520℃固溶1小时后淬火。合金在170℃时效后，进行高温持久试验，实验结果见表1。

实施例2

合金2^#成分为：6.46％Cu，0.27％Mg，1.56％Ag，0.33％Mn，0.13％Zr，0.10％Ti，0.05％Fe，0.01％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行460℃/24小时去应力退火，随后采用的460℃/24小时+515℃/24小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先510℃固溶1小时再520℃固溶1小时后淬火。合金在170℃时效后，进行高温持久试验，实验结果见表1。

实施例3

合金3^#成分为：6.42％Cu，0.26％Mg，1.55％Ag，0.33％Mn，0.12％Zr，0.10％Ti，0.05％Fe，0.01％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行460℃/24小时去应力退火，随后采用的460℃/24小时+515℃/24小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先510℃固溶1小时再520℃固溶1小时后淬火。合金在170℃时效后，进行高温持久试验，实验结果见表1。

实施例1-3是针对不同Cu/Mg比对合金高温性能的影响而设计的三种合金，合金Cu/Mg比随1#，2#，3#逐渐增大，其余合金成分基本相同，合金高温持久实验结果如表1所示：在相同热处理工艺制度下对比高温持久性能可以发现，对比3#合金与2#合金在170℃时效24h后进行高温持久实验，高温持久性能3#优于2#。对比2#合金与1#合金在170℃时效12h后进行高温持久实验，高温持久性能2#优于1#。表1结果表明：合金高温持久性能3#优于2#，2#优于1#，即提高合金的Cu/Mg比，可以改善合金的高温持久性能。这是因为提高合金的Cu/Mg比，增加了Ω相粗化和分解的原子扩散激活能及系统自由能，从而提高Ω相的本征热稳定性及合金的高温性能。

实施例4

合金成分为6.50％Cu，0.39％Mg，1.79％Ag，0.23％Mn，0.15％Zr，0.12％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的475℃/24小时+515℃/24小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先510℃固溶2小时再520℃固溶2小时后淬火。随后合金在165℃处时效16小时，其室温力学性能为：抗拉强度为529MPa，屈服强度为502MPa，延伸率为7.4％。合金热暴露后的性能：180℃/10h：抗拉强度为514MPa，屈服强度为479MPa，延伸率为7.6％；200℃/10h：抗拉强度为481MPa，屈服强度为437MPa，延伸率为8.8％；240℃/10h：抗拉强度为408MPa，屈服强度为315MPa，延伸率为10.3％。合金在250℃和300℃进行高温持久实验，高温持久实验结果如表2。

图2是实施例4中合金直接人工时效态后的TEM组织，合金微观组织中主要析出相为Ω相，θ′相较少。

对比例1

合金成分为：5.80％Cu，0.45％Mg，1.43％Ag，0.30％Mn，0.16％Zr，0.04％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行460℃/24小时去应力退火，随后采用的475℃/24小时+510℃/48小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先505℃固溶2小时再520℃固溶2小时后淬火。随后合金在175℃时效10小时，其室温力学性能为：抗拉强度为510MPa，屈服强度为475MPa，延伸率为8.1％。峰时效态合金热暴露后的性能：180℃/10h：抗拉强度为486MPa，屈服强度为455MPa，延伸率为8.4％；200℃/10h：抗拉强度为463MPa，屈服强度为426MPa，延伸率为9.1％；240℃/10h：抗拉强度为380MPa，屈服强度为305MPa，延伸率为10.6％。

对比例2

合金成分为：5.74％Cu，0.44％Mg，0.88％Ag，0.30％Mn，0.09％Zr，0.03％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，余量为铝。

合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的465℃/24小时+515℃/24小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先510℃固溶2小时再520℃固溶2小时后淬火。随后合金在160℃时效18小时，其室温力学性能为：抗拉强度为500MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为8.6％。经过该处理后合金的热暴露性能：180℃/10h：抗拉强度为481MPa，屈服强度为453MPa，延伸率为8.9％；200℃/10h：抗拉强度为454MPa，屈服强度为418MPa，延伸率为9.1％；240℃/10h：抗拉强度为373MPa，屈服强度为318MPa，延伸率为10.2％。

对比实施例4与对比例1、对比例2的不同Cu/Mg比与Ag/Mg比合金的室温与热暴露性能：实施例4的合金有高Cu/Mg和高Ag/Mg比，其室温力学性能和热暴露性能优于对比例1、对比例2中的合金。这是因为提高合金的Cu/Mg比和Ag/Mg比，可以增加Ω相粗化和分解的原子扩散激活能及系统自由能，从而提高Ω相的本征热稳定性及合金的高温性能。

实施例5

合金成分为6.59％Cu，0.43％Mg，1.73％Ag，0.31％Mn，0.15％Zr，0.05％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的460℃/12小时+510℃/36小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭锻造成锻环。取锻环上试样进行固溶，先515℃固溶3小时再525℃固溶1小时后淬火。随后合金在180℃时效12小时，其室温力学性能为：抗拉强度为526MPa，屈服强度为501MPa，延伸率为7.4％。经过该处理后合金的热暴露性能：180℃/10h：抗拉强度为507MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为7.5％；200℃/10h：抗拉强度为479MPa，屈服强度为433MPa，延伸率为8.8％；240℃/10h：抗拉强度为406MPa，屈服强度为321MPa，延伸率为10.3％。

图1和图2是实施例5中合金经过均匀化后非平衡相的形貌图及能谱分析图。从图中可以看出，经过本发明的均匀化工艺后，基体内未溶解的平衡相呈断续状分布。

实施例6

合金成分为6.59％Cu，0.34％Mg，1.75％Ag，0.27％Mn，0.17％Zr，0.08％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的465℃/18小时+505℃/36小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度470℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为96％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先510℃固溶2小时再525℃固溶1小时后淬火。随后合金在150℃时效34小时，其室温力学性能为：抗拉强度为530MPa，屈服强度为504MPa，延伸率为6.9％。经过该处理后合金的热暴露性能：180℃/10h：抗拉强度为516MPa，屈服强度为480MPa，延伸率为7.2％；200℃/10h：抗拉强度为483MPa，屈服强度为439MPa，延伸率为8.0％；240℃/10h：抗拉强度为409MPa，屈服强度为320MPa，延伸率为10.1％。

实施例7

合金成分为6.41％Cu，0.40％Mg，1.81％Ag，0.29％Mn，0.12％Zr，0.04％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行470℃/24小时去应力退火，随后采用的470℃/24小时+515℃/48小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度470℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为96％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先515℃固溶2小时再520℃固溶2小时后淬火。合金淬火后进行2％的矫直变形，随后在170℃时效13小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为513MPa，屈服强度为487MPa，延伸率为7.4％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为491MPa，屈服强度为457MPa，延伸率为8.0％；200℃/10h：抗拉强度为459MPa，屈服强度为410MPa，延伸率为9.1％；240℃/10h：抗拉强度为359MPa，屈服强度为271MPa，延伸率为10.2％。

图3是实施例7中合金进行拉伸变形后加人工时效的TEM组织；相比较图2，合金Ω相数量密度减少，θ′相数量增多。

对比实施例4、5、6与7可以发现，合金固溶后进行矫直变形再进行人工时效，相较于合金固溶后直接人工时效，前者的室温力学性能与热暴露性能均下降。这是因为矫直变形引入的位错促进了与Ω耐热相析出存在竞争关系的θ”相的析出，而大大抑制了Al-Cu-Mg-Ag合金中Ω相的形核生长，造成合金的力学性能大幅度降低。

实施例8

合金成分为6.55％Cu，0.38％Mg，1.78％Ag，0.32％Mn，0.16％Zr，0.06％Ti，0.03％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的480℃/24小时+515℃/72小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度460℃，终轧温度380℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为93％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先515℃固溶3小时再520℃固溶3小时后淬火。淬火后在170℃预处理0.5小时，随后进行4％的矫直变形，然后继续在170℃时效13小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为521MPa，屈服强度为502MPa，延伸率为7.7％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为502MPa，屈服强度为475MPa，延伸率为7.9％；200℃/10h：抗拉强度为470MPa，屈服强度为423MPa，延伸率为9.1％；240℃/10h：抗拉强度为395MPa，屈服强度为316MPa，延伸率为9.7％。

图5是实施例8中进行预处理后再进行拉伸变形并进行人工时效合金的TEM组织图。

实施例9

合金成分为6.39％Cu，0.31％Mg，1.85％Ag，0.31％Mn，0.19％Zr，0.05％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的460℃/24小时+515℃/48小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度450℃，终轧温度370℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为95％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先515℃固溶1小时再520℃固溶1小时后淬火。淬火后在165℃预处理1小时，随后进行6％的矫直变形，然后继续在165℃时效16小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为510MPa，屈服强度为488MPa，延伸率为8.1％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为501MPa，屈服强度为468MPa，延伸率为8.2％；200℃/10h：抗拉强度为474MPa，屈服强度为425MPa，延伸率为9.6％；240℃/10h：抗拉强度为389MPa，屈服强度为311MPa，延伸率为10.2％。

实施例10

合金成分为6.02％Cu，0.25％Mg，1.83％Ag，0.25％Mn，0.15％Zr，0.05％Ti，0.02％Fe，0.01％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的480℃/18小时+510℃/48小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度470℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为88％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先510℃固溶1小时再525℃固溶1小时后淬火。淬火后在165℃预处理2小时，随后进行2％的矫直变形，然后继续在165℃时效14小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为518MPa，屈服强度为496MPa，延伸率为7.6％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为503MPa，屈服强度为472MPa，延伸率为7.7％；200℃/10h：抗拉强度为473MPa，屈服强度为422MPa，延伸率为9.5％；240℃/10h：抗拉强度为398MPa，屈服强度为320MPa，延伸率为10.0％。

对比例3

合金成分为：5.76％Cu，0.45％Mg，1.43％Ag，0.33％Mn，0.16％Zr，0.04％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的470℃/24小时+515℃/72小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度460℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为92％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先505℃固溶2小时再525℃固溶2小时后淬火。淬火后在170℃预处理1小时，随后进行2％的矫直变形，然后继续在160℃时效14小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为507MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为7.5％。经过该处理后合金的热暴露性能：180℃/10h：抗拉强度为488MPa，屈服强度为456MPa，延伸率为8.6％；200℃/10h：抗拉强度为470MPa，屈服强度为431MPa，延伸率为9.2％；240℃/10h：抗拉强度为375MPa，屈服强度为315MPa，延伸率为10.5％。

实施例10与对比例3合金的Cu/Mg比与Ag/Mg比不同，经过固溶，预处理，矫直变形以及后续的人工时效后发现，实施例10合金由于具有高Cu/Mg比与Ag/Mg比，其性能优于对比例3。

实施例11

合金成分为6.15％Cu，0.27％Mg，1.61％Ag，0.27％Mn，0.19％Zr，0.11％Ti，0.02％Fe，0.01％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的470℃/12小时+510℃/72小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度450℃，终轧温度380℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为92％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先505℃固溶3小时再520℃固溶3小时后淬火。淬火后在150℃预处理3小时，随后进行6％的矫直变形，然后继续在150℃时效20小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为514MPa，屈服强度为493MPa，延伸率为7.8％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为501MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为7.9％；200℃/10h：抗拉强度为472MPa，屈服强度为427MPa，延伸率为9.0％；240℃/10h：抗拉强度为392MPa，屈服强度为310MPa，延伸率为10.2％。

实施例12

合金成分为6.27％Cu，0.33％Mg，1.73％Ag，0.26％Mn，0.14％Zr，0.06％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的465℃/24小时+515℃/36小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度470℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为89％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先505℃固溶3小时再525℃固溶3小时后淬火。淬火后在180℃预处理0.5小时，随后进行5％的矫直变形，然后继续在180℃时效8小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为515MPa，屈服强度为492MPa，延伸率为8.0％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为503MPa，屈服强度为471MPa，延伸率为7.7％；200℃/10h：抗拉强度为468MPa，屈服强度为420MPa，延伸率为9.4％；240℃/10h：抗拉强度为390MPa，屈服强度为309MPa，延伸率为10.5％。

图6是实施例12中进行预处理后再进行拉伸变形并进行人工时效合金的TEM组织图。图5(实施例8)和图6表明，加入人工时效预处理后，合金Ω相的数量密度较图4(实施例7)增大。

实施例13

合金成分为5.93％Cu，0.29％Mg，1.69％Ag，0.28％Mn，0.18％Zr，0.05％Ti，0.02％Fe，0.02％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的475℃/12小时+505℃/72小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度470℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为95％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先505℃固溶1小时再525℃固溶1小时后淬火。淬火后在160℃预处理1小时，随后进行2％的矫直变形，然后继续在170℃时效13小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为524MPa，屈服强度为503MPa，延伸率为7.2％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为505MPa，屈服强度为477MPa，延伸率为7.9％；200℃/10h：抗拉强度为477MPa，屈服强度为430MPa，延伸率为9.0％；240℃/10h：抗拉强度为399MPa，屈服强度为330MPa，延伸率为9.8％。

实施例14

合金成分为：5.72％Cu，0.27％Mg，1.65％Ag，0.23％Mn，0.14％Zr，0.05％Ti，0.02％Fe，0.01％Si，余量为铝。将其进行如下热处理：合金大铸锭先进行465℃/24小时去应力退火，随后采用的460℃/18小时+500℃/72小时的双级均匀化制度进行均匀化。将均匀化过后的铸锭热轧成板材：开轧温度460℃，终轧温度390℃以上，热轧道次变形量为15-30％，总的轧制压下量为96％，最终热轧得到2mm左右的薄板。合金薄板先515℃固溶2小时再520℃固溶1小时后淬火。淬火后在170℃预处理1小时，随后进行3％的矫直变形，然后继续在150℃时效17小时。板材的室温力学性能为：抗拉强度为511MPa，屈服强度为488MPa，延伸率为8.0％。经过该处理后板材的热暴露性能如下：180℃/10h：抗拉强度为503MPa，屈服强度为476MPa，延伸率为7.6％；200℃/10h：抗拉强度为469MPa，屈服强度为422MPa，延伸率为9.4％；240℃/10h：抗拉强度为394MPa，屈服强度为312MPa，延伸率为10.3％。

实施例8～14对比实施例7，可以发现：合金矫直变形前加入预处理，相对于只有矫直变形的合金来说，经过预处理的合金的室温力学性能和热暴露性能得到提高。这是因为固溶淬火后加入的预先欠时效处理，可以获得一部分Ω相及较多数量的Ag-Mg原子团簇前驱体，在矫直变形后的时效进程中这些Mg-Ag原子团簇将为Ω相的析出提供形核位置，而已析出的Ω相因不受矫直变形的影响会保留下来，从而降低或消除矫直变形对形成Ω相的阻碍，使合金具有优异的高温力学性能。

表1 三种具有不同Cu/Mg比的Al-Cu-Mg-Ag合金的高温持久性能比较

试样编号	应力/MPa	温度/℃	持久时间	备注
					1#	130	260	93h	170℃时效12h，延伸率11.1％
2#	130	260	100h	170℃时效12h，延伸率7.77％
					2#	140	260	64h	170℃时效24h，延伸率12.6％
2#	130	260	72h	170℃时效24h，延伸率12.43％
					3#	140	260	72h	170℃时效24h，延伸率12.4％
3#	130	260	79h	170℃时效24h，延伸率11.33％

表2 实施例4-6中合金在250℃和300℃进行高温持久实验结果

Claims (5)

1.一种铝铜镁银合金，其特征在于合金成分质量百分含量为：Cu 5.70～6.60％，Mg0.25～0.45％，Ag 1.55～1.85％，Mn 0.23～0.33％，Zr 0.10～0.20％，Ti 0.03～0.13％，Fe≤0.05％，Si≤0.06％，余量为铝；且15≤Cu/Mg≤26；

4.0≤Ag/Mg≤7.4；

4≤Mg/Si。

2.根据权利要求1所述的合金制备棒材、锻件或厚板制品的方法，其特征在于：将工业化合金大铸锭进行460-470℃/24小时去应力退火；然后采用460-480℃/12-24小时+500-515℃/24-72小时双级均匀化处理；双级均匀化后固溶水淬；然后进行150-180℃时效处理12-36小时。

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述固溶水淬步骤中的固溶具体是指将合金在505-515℃固溶1-3小时后继续在520-525℃固溶1-3小时。

4.根据权利要求1所述的合金制备薄板或薄壁制品的方法，其特征在于：将工业化合金大铸锭进行460-470℃/24小时去应力退火，然后采用460-480℃/12-24小时+500-515℃/24-72小时双级均匀化处理；双级均匀化后固溶水淬；合金固溶水淬后在150-180℃时效处理30-180分钟，然后进行2-6％的矫直变形，随后继续在150-180℃时效8-20小时。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于：所述固溶水淬步骤中的固溶具体是指将合金在505-515℃固溶1-3小时后继续在520-525℃固溶1-3小时。

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