CN111424200A - 一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金及其热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高强高耐热低钪银添加的Al‑Cu‑Mg系合金及其热处理工艺。合金中Cu、Mg为主合金化元素；Sc、Zr、Si、Ag、Ti、Mn、V为微合金化元素；杂质中Fe的质量百分含量适当放宽，对于包含Ni、Zn在内的其余杂质需要严格控制。对于Mg含量>0.3％的合金，在均匀化后前进行热变形以规避热裂倾向，再进行重新均匀化。本发明时效处理包含自然时效与人工时效的组合，通过团簇‑析出行为的关联性改善微观组织，改善强度，在控制昂贵的钪、银元素用量小于0.2％的同时，可使目标合金在室温抗拉强度大于470MPa，在300℃和400℃的抗拉强度分别大于160MPa和100MPa。
Description
技术领域
本发明涉及有色金属技术领域，具体涉及一种高强高耐热的低钪银Al-Cu-Mg系合金及其热处理工艺。
背景技术
2xxx系(Al-Cu)合金作为可时效强化型铝合金的典型代表，具有优良的综合力学性能，并通常被认为是铝基合金中较好的耐热性的系列。通常在2xxx系合金中均需添加不同含量的Mg，以改善其时效硬化性能。以经典的2024合金为例，其主要的合金化元素包括Cu：3.8％-4.9％、Mg：1.2％-1.8％、以及诸如Mn、Si等其他元素。而Mg在其中的主要作用是与Cu联合，形成Cu-Mg共团簇以使合金在自然时效时便快速硬化，或是将Al-Cu二元系的过饱和固溶体(SS)—GPB zones—θ”—θ'—θ-Al2Cu析出序列引导为Al-Cu-Mg三元系的SS—Cu-Mg co-clusters(GPB)—S”(GPB2)—S'—S-Al2CuMg析出序列，大幅提高合金的峰值时效强度。
对Al-Cu-Mg基可时效强化型合金的耐热性研究的经典思路为通过增大Cu/Mg比以及进行Mg-Ag复合微合金化，其微观机制在于将惯习面为{100}α的θ'-Al2Cu析出相转变为惯习面为{111}α的Ω相，提高强化效果的同时保证其在200℃附近可承受200MPa以上的大应力，拥有极为优秀的抗蠕变性能。然而，对于更高温度，例如300—400℃服役环境下，Ω相并不继续保持其优良的热稳定性而快速粗化/溶解，导致Al-Cu-Mg-Ag基合金在上述区间内亦发生快速软化失效。另一种解决思路则是通过Sc、Zr、Er等稀土/过渡元素添加，在原有析出序列之外引入独立的Al3X(X＝Sc、Zr、Er等)析出。而Al3X析出相一般具有优良的热稳定性，被公认为是提升铝基合金高温服役性能的有效手段。然而，使用诸如Ag、Sc等元素尽管可以有效提升性能，但其昂贵的添加成本令绝大部分商用铝合金望而却步。同时，关于耐热Al-Cu-Mg-Ag基合金及Al-Sc基合金的初研工作均在国外开展了十数年以上，大量的数据及技术经验并未得到披露。境外可通过实施技术、资源的战略封锁而锁死我国对耐高温轻质铝合金的进一步研发与应用。由此可见，进一步研制低Sc、Ag的Al-Cu(-Mg)合金，改善其在300—400℃严酷服役环境下的耐热性能具有较大的紧迫性与应用前景，并在今年逐步引起了广泛关注。
发明内容
本发明提及的一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金及其热处理工艺旨控制昂贵元素Sc、Ag含量低于0.2％，同时利用铝合金中通常存在/添加的Zr、Si、Ti、Mn等微量(杂质)元素，实现了联合调控自然时效中原子团簇化与后续人工时效的析出过程，显著降低了合金制备成本的同时实现室温以及300—400℃高温服役环境下优良的力学性能。本发明提及的Al-Cu-Mg系合金主要强化相为G.P.B区/S”相及S'相，并非传统Al-Cu合金中的θ'相。
本发明提及的一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金，其特征在于：Cu的质量百分数为3.0—7.5％，Mg的质量百分数为0.1—1.5％，Sc的质量百分含量为0.05—0.20％，Zr的质量百分含量为0.005—0.40％，Si的质量百分含量为0.005—0.50％，Ag的质量百分含量为0.005—0.20％，Ti的质量百分含量为0.005—0.30％，Mn的质量百分含量为0.1—1.0％，V的质量百分含量为0.005—0.15％，Fe的质量百分含量可适当放宽，为0.005—0.60％，对于包含Ni、Zn在内的其余杂质需要严格控制其质量百分含量少于0.2％，其余为Al。铸锭通过常规金属模浇铸或砂模浇铸成型。对于Mg含量>0.3％的合金，在均匀化后前建议进行热变形以规避热裂倾向，随后再进行重新均匀化与时效处理
本发明提供了一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金所配套的热处理制度，包括均匀化与时效处理两部分。相应的均匀化工艺特征在于：首先在400—500℃保温0.5—72小时，随后随炉升温至505—547℃，升温速率0～20℃/小时，不宜过快，保温0.5—72小时后温水中淬火或油淬；热变形在均匀化完成后进行，温度为400—480℃。热变形完成后应重新均匀化，保温时间可适当缩短。对于Mg含量>0.3％的合金更建议热变形后使用，以防止铸造过程中的热裂行为。对于Mg含量>1.0％的合金不可采取高于505℃的均匀化温度，防止大量S-Al2CuMg相同时熔化引起过烧。
一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金的时效工艺，1.均匀化完成后在室温下停放5分钟至6个月，或可采取50—125℃预时效，保温时间5分钟—24小时；2.随后将合金样品在100—300℃进行时效处理，保温时间5分钟—2日，取出样品后空冷，完成。
本发明对于Mg含量>0.3％的合金，在均匀化后前建议进行热变形以规避热裂倾向，随后再进行重新均匀化。本发明的时效处理主要包含自然时效与人工时效的组合，用以通过团簇-析出行为的关联性改善微观组织，改善强度。本发明在控制昂贵的钪、银元素用量小于0.2％的同时可使目标合金在室温抗拉强度大于470MPa，而在300℃和400℃的抗拉强度分别大于160MPa和100MPa。
附图说明
图1为本发明提供的实施例1-3与对比例4-5的室温拉伸工程应力-工程应变曲线；
图2为本发明提供实施例1-3与对比例5在300℃高温拉伸的工程应力-工程应变曲线；
图3为本发明提供实施例1-3与对比例4-5在400℃高温拉伸的工程应力-工程应变曲线；
具体实施方式
以下实施例旨在说明本发明而不是对本发明进一步限定。
如图1所示，实施例合金1-3相对于对比例合金4-5具有更好的室温强度-延性匹配。经过变形后的实施实例合金2相对于铸态成型的实施实例合金1和3而言，延性更好，但强度下降。
图2对比了本发明提供的部分合金材料的300oC高温拉伸性能。由图可见，实施例合金1-3相对于对比例合金5的高温拉伸强度提高明显。
图3对比了本发明提供的部分合金材料的400oC高温拉伸性能。由图可见，实施实例合金1具有最佳的高温拉伸强度，抗拉强度达到接近125MPa，相对于其他合金出现明显提升。
实施实例1
一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-4.2Cu-1.5Mg-0.15Sc-0.10Zr-0.12Si-0.09Ti-0.79Mn-0.3Fe(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在480℃下保温24小时，随后随炉逐渐升温至495℃，升温速率5℃/小时，保温12小时。(2).处理完成的样品在室温停放2周，随后在175℃下进行12小时的时效，取出样品后空冷。
实施实例2
一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-3.8Cu-1.0Mg-0.16Sc-0.13Zr-0.02Si-0.02Ti-0.34Mn-0.05Fe(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在480℃下保温24小时，随后随炉逐渐升温至485℃，升温速率5℃/小时，保温12小时。样品取出后立即热挤压为10mm棒材，随后空冷；(3).对步骤(2)的棒材在515℃进行二次均匀化，保温12小时，随后温水中淬火。(4).处理完成的样品在室温停放2周，随后在175℃下进行12小时的时效，取出样品后空冷。
实施实例3
一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-6.8Cu-0.89Mg-0.05Sc-0.20Zr-0.06Si-0.05Ti-0.88Mn-0.30Fe-0.18Ag(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在485℃下保温24小时，随后随炉逐渐升温至515℃，升温速率5℃/小时，保温24小时。样品取出后立即于温水中淬火；(2).对步骤(1)的处理完成的样品在室温停放2周，随后在175℃下进行8小时的时效，取出样品后空冷。
对比例4
一种高强耐高温的高钪复合微合金化Al-Cu-Mg系合金，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-4.0Cu-0.4Mg-0.25Sc-0.25Zr-0.09Ti(以质量百分数计，其余杂质含量少于0.05％)合金铸锭，随后铸锭在485℃下保温24小时，随后随炉逐渐升温至535℃，升温速率5℃/小时，保温12小时。样品取出后立即于温水中淬火；(2).对步骤(1)的处理完成的样品在室温停放2周，随后在250℃下进行8小时的时效，取出样品后空冷。
对比例5
一种高钪微合金化Al-Cu系合金，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-4.5Cu-0.31Sc(以质量百分数计，其余杂质含量低于0.05％)合金铸锭，随后铸锭在485℃下保温24小时，随后随炉逐渐升温至535℃，升温速率5℃/小时，保温12小时。样品取出后立即于温水中淬火；(2).对步骤(1)的处理完成的样品在室温停放2周，随后在250℃下进行8小时的时效，取出样品后空冷。
对于实施实例1-3及对比例4-5的铝合金材料采用GB/T1173-1995国家标准测量其室温拉伸力学性能。实验结果总结于表1。可见本发明设计的实施实例1-2相对于对比例3均具有更优异的室温屈服、拉伸强度。
对于实施实例1-3及对比例4-5的铝合金材料采用GB/T 2039—2012国家标准测量300℃、400℃下的拉伸蠕变力学性能。实验结果总结于表1。可见本发明设计的实施实例1-2相对于对比例3具有数以倍计的高温屈服、拉伸强度。
表1.本发明涉及的高强耐高温的高钪复合微合金化Al-Cu-Mg系合金实施实例1-3与对比例4-5的室温性能对比
| 合金代号 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ |
| 实施实例1 | 357 | 480 | 9 |
| 实施实例2 | 231 | 340 | 14 |
| 实施实例3 | 420 | 500 | 5 |
| 对比例4 | 264 | 340 | 10 |
| 对比例5 | 161 | 257 | 10 |
表2.本发明涉及的高强耐高温的高钪复合微合金化Al-Cu-Mg系合金实施实例1-3与对比例4-5的高温力学性能对比
Claims (2)
1.一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金，其特征在于：Cu的质量百分数为3.0—7.5％，Mg的质量百分数为0.1—1.5％，Sc的质量百分含量为0.05—0.20％，Zr的质量百分含量为0.005—0.40％，Si的质量百分含量为0.005—0.50％，Ag的质量百分含量为0.005—0.20％，Ti的质量百分含量为0.005—0.30％，Mn的质量百分含量为0.1—1.0％，V的质量百分含量为0.005—0.15％，Fe的质量百分含量可适当放宽，为0.005—0.60％，对于包含Ni、Zn在内的其余杂质需要严格控制其质量百分含量少于0.2％，其余为Al，铸锭通过常规金属模浇铸或砂模浇铸成型，对于Mg含量>0.3％的合金，在均匀化后前建议进行热变形以规避热裂倾向，随后再进行重新均匀化与时效处理。
2.采用如权利要求1所述的一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金的热处理工艺，包括均匀化与时效处理两部分，其特征在于，均匀化工艺：首先在400—500℃保温0.5—72小时，随后随炉升温至505—547℃，升温速率0～20℃/小时，不宜过快，保温0.5—72小时后温水中淬火或油淬；热变形在均匀化完成后进行，温度为400—480℃，热变形完成后应重新均匀化。对于Mg含量>0.3％的合金更建议热变形后使用，以防止铸造过程中的热裂行为，对于Mg含量高于1.0％的合金不可采取高于505℃的均匀化温度，防止大量S-Al2CuMg相同时熔化引起过烧；时效工艺：首先，均匀化完成后在室温下停放5分钟至6个月，或可采取50—125℃预时效，保温时间5分钟—24小时；随后将合金样品在100—300℃进行时效处理，保温时间5分钟—2日，取出样品后空冷，完成。
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