CN111455241B - 一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺 - Google Patents
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺 Download PDFInfo
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Abstract
本发明公开了一种高强耐高温的低钪复合微合金化Al‑Cu系合金及其热处理工艺。其主要合金元素包括Cu、Sc、Si、Zr、Er、Ti、Mn，Fe作为杂质元素应限定其质量百分数<0.15％，其余为Al和不可避免的杂质。合金铸锭通过常规金属模或沙模铸造方式铸造成型，在固溶处理前可进行热变形成型。对应的热处理工艺包括多级均匀化与随后的等时时效处理，同时应注意对于高Cu含量的合金材料采取更为温和的均匀化处理(降低温度，延长保温时间)及在低温区间更缓慢的时效升温速率。依据本专利制备的Al‑Cu系合金材料通过合适的复合微合金化手段与组织设计降低了昂贵的Sc元素的使用，显著提升合金高温拉伸性能，具备良好的室温力学性能的同时兼具300—400℃优秀的高温拉伸强度与抗蠕变性能。
Description
技术领域
本发明涉及时效强化铝合金技术领域，具体涉及一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺。
背景技术
铝合金作为一种高比强度、高耐蚀性的结构材料，因其兼具轻质、性能范围宽泛且易调控的特点，被广泛应用于航空航天、汽车制造等诸多领域的结构件制造。Al-Cu(2xxx)系合金作为一类典型的可热处理强化型铝合金，可通过热处理制度的改进及合金成分组元的改善，进而获得具有良好的室温综合力学性能与高温力学性能，适用于制造发动机气缸盖、高速飞行器蒙皮等重要结构件，可部分取代笨重的钢材结构件与昂贵的钛合金，对于降低结构件重量、节约能源具有极为重要意义。然而，在上述实际服役过程中，铝合金材料不可避免会面临温升和应力的考验。而受制于铝的低熔点(680℃)，包括2xxx系铝合金在内的诸多可热处理强化型铝基材料受制于传统的固溶-人工时效热处理(以后简称为人工时效处理)及合金成分设计，往往仅能适应低于225℃的服役环境，在高于该温度区间时则将会发生灾难性的快速软化，进而导致材料失效。其根本原因在于高温环境下快扩散的Cu、Mg、Zn等元素所构成的析出强化相(如θ′-Al2Cu等)将会发生严重的粗化或溶解，导致其强化作用急剧下降，进而引起材料在高温下的软化现象。因此，业界亟需能够突破铝合金的高温服役温度瓶颈，特别期盼能够成功研发在300℃—400℃温度范围内长时间服役的轻质铝合金材料。
发明内容
本发明旨在通过实施有效、易行的复合微合金化手段及配套合理的热处理工艺制度，降低昂贵的Sc元素的使用，并克服传统可热处理强化型铝合金在300℃—400℃高温服役环境时强度不足的瓶颈问题。
本发明提及的一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金的主要微观组织特点为强烈界面偏聚的θ′-Al2Cu与富Sc复杂团簇及/或Al3(Sc,M)复杂析出相的多相组织。
在进行多级均匀化后的时效过程中，早期在低温区可将θ′-Al2Cu强化相以极高密度析出，提供强化效果。同时在θ′-Al2Cu/铝基体的界面处引入多组元溶质偏聚，从而降低θ′-Al2Cu在300℃—400℃高温服役时析出相的粗化、溶解倾向，稳定微观组织。此外，等时时效后期及高温服役过程中可在较高温度区间形成富Sc复杂团簇及/或Al3(Sc,M)复杂析出相，在高温服役时提供额外的强化效果。本发明提供的复合微合金化手段有助于改善θ′-Al2Cu+Al3(Sc,M)双析出相析出行为的同时，极大提高其热稳定性。对于θ′-Al2Cu的热稳定性提高主要来自于其析出相界面上偏聚的Sc/Zr/Mn/Ti/Si多重元素，降低界面能，改善粗化抗性。而Al3(Sc,M)析出相的高温稳定性提升主要来源于形成核-壳的复杂析出结构，亦即以扩散较快的Sc、Er、Si等元素富集层作为Al3M析出相内核，以扩散较慢的Zr、Ti元素富集层作为Al3M析出相外壳，阻碍析出相的高温粗化或溶解。以上的双析出强化相微观组织结构需要基于本发明提供的相应合金组分及借助本发明提供的热处理制度实现。本发明最终实现了目标材料在300℃—400℃具有高强度的同时，兼具室温高强度、高塑性。
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金，Cu的质量百分数为2.2—7.0％；Sc的质量百分含量为0.05—0.20％；Si的质量百分含量为0.005—0.15％；Zr的质量百分含量为0.005—0.20％；Er的质量百分含量为0.005—0.15％；Ti的质量百分含量为0.005—0.20％；Mn的质量百分含量为0.01—0.80％；Fe作为杂质元素应限定其质量百分数少于0.15％。其余为Al和不可避免的杂质。合金铸锭通过常规金属模或砂模铸造方式铸造成型，在固溶处理前可进行热变形成型。
本发明提供了一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金所配套的热处理制度，包括均匀化与时效处理两部分，首先进行多级均匀化处理，可保持铸态或进行变形成型，随后进行时效处理；所述多级均匀化处理温度及保温时间为：第一级：400℃—525℃，0.5小时—24小时，空冷或水淬均可；第二级：525℃—547℃,0.5小时—50小时，水淬或油淬；第三级：549℃—590℃,0.5小时—50小时，水淬或油淬。如合金中Cu质量百分数>5.0％，则不建议采取第三级均匀化，仅采取最高至540℃的二级均匀化。
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金的时效工艺，(1).在100℃—200℃下预保温0.5小时—24小时；(2).随后以每小时0.5℃—25℃的升温速率，逐渐加热样品至275℃—400℃，取出样品后空冷或水淬，完成。在200℃—275℃区间建议采取较慢的升温速率。
本发明的优点在于突破了铝合金材料在300℃—400℃的高温服役瓶颈，并通过合适的组元成分优化与热处理工艺调整，对于要求短期或是长期服役的部件做出不同的微观组织调整，从而满足室温/高温环境下高强、高抗蠕变的特点。其主要的微观组织设计思路在于利用θ′-Al2Cu在低温区间优先析出，并随着时效温度提高逐步激活原子扩散，通过逐渐增强的界面偏聚稳定θ′-Al2Cu尺寸，最终与富Sc团簇、Al3Sc析出相在高温区间同时具有合适的尺寸与较高的数量密度。
附图说明
图1为本发明提供的实施例1-3与对比例5-6的室温拉伸工程应力-工程应变曲线；
图2为本发明提供的实施例1-3与对比例4-6在300℃高温拉伸的工程应力-工程应变曲线；
图3为本发明提供的实施例1与对比例4-5在300℃/40MPa的拉伸蠕变曲线；
图4为本发明提供的实施例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。
参照图1所示，实施实例合金1-3相对于对比例合金5-6具有更高的室温强度与更好的延性。
参照图2可见，在300℃高温拉伸测试环境下，实施实例合金1-3相对于对比例合金4-6具有更高的高温强度，意味着本发明提供的合金材料在300℃短时间服役时具有优异的力学性能。
参照图3可见，实施实例合金1相对于对比例合金4-5在300℃拉伸蠕变测试环境下具有更缓慢的蠕变速率及更长的蠕变寿命。这意味着本发明可以实现铝合金材料在300℃长期服役环境下具有极强的抗蠕变性能。
参照图4可见，本发明提供的实施例1-3相对于对比例4-5在高达400℃的高温拉伸测试条件下具有更高的高温拉伸强度。这意味着本发明提供的合金材料可以适应短期高至400℃的严酷高温服役环境。
实施实例1
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-4.5Cu-0.15Sc-0.15Zr-0.03Er-0.15Ti-0.2Mn(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在500℃下进行4小时的一级均匀化，在535℃下进行12小时的二级均匀化，随后在冷水中淬火；(2).对步骤(1)均匀化处理完成的样品在155℃下进行3小时的时效后，以每小时5℃的升温速率逐渐升温样品，最终处理温度为285℃，取出样品后空冷。
实施实例2
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-3.2Cu-0.10Sc-0.12Zr-0.02Er-0.11Ti-0.15Mn(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在500℃下进行4小时的一级均匀化，在535℃下进行12小时的二级均匀化，在575℃下进行3小时的三级均匀化，随后在冷水中淬火；(2).对步骤(1)均匀化处理完成的样品在155℃下进行3小时的时效后，以每小时5℃的升温速率逐渐升温样品，最终处理温度为285℃，取出样品后空冷。
实施实例3
一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu合金及其热处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-2.8Cu-0.15Sc-0.15Zr-0.03Er-0.02Ti(以质量百分数计)合金铸锭，随后铸锭在500℃下进行4小时的一级均匀化，在535℃下进行12小时的二级均匀化，在575℃下进行3小时的三级均匀化，随后在冷水中淬火；(2).对步骤(1)均匀化处理完成的样品在175℃下进行3小时的时效后，以每小时5℃的升温速率逐渐升温样品，最终处理温度为300℃，取出样品后空冷。
对比例4
一种铸造含Sc的Al-Cu合金及其人工时效处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-2.8Cu-0.22Sc-0.15Zr合金铸锭(质量百分数)；(2).对步骤(1)铸锭在500℃下进行4小时的1级均匀化，随后在575℃下进行3小时的二级均匀化，随后在冷水中淬火；(3).对步骤(2)均匀化处理完成的样品在250℃下进行8小时时效，取出样品后空冷。
对比例5
一种铸造Al-Cu合金及其人工时效处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-2.6Cu-0.3Sc-0.05Si合金铸锭(质量百分数)；(2).对步骤(1)铸锭在500℃下进行4小时的1级均匀化，随后在575℃下进行3小时的二级均匀化，随后在冷水中淬火；(3).对步骤(2)均匀化处理完成的样品在250℃下进行8小时时效，取出样品后空冷。
对比例6
一种铸造Al-Cu合金及其人工时效处理工艺，包括以下步骤：(1).常规金属模具铸造制得Al-2.8Cu-0.03Si合金铸锭(质量百分数)；(2).对步骤(1)铸锭在500℃下进行4小时的1级均匀化，随后在575℃下进行3小时的二级均匀化，随后在冷水中淬火；(3).对步骤(2)均匀化处理完成的样品在250℃下进行8小时时效，取出样品后空冷。
对于实施实例1-3及对比例4-6的铝合金材料采用GB/T1173-1995国家标准测量室温拉伸力学性能。实验结果总结于表1。可见本发明设计的实施实例1-3相对于对比例4-6均具有更优异的室温屈服、拉伸强度以及延伸率。
对于实施实例1-3及对比例4-6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2。可见本发明设计的实施实例1-3相对于对比例4-6具有数以倍计的高温屈服、拉伸强度。
表1.部分铸造Al-Cu合金国家标准(GB/T1173-1995)与本发明涉及的高强耐高温的低钪复合微合金化Al-Cu合金的室温力学性能对比
| 合金代号 | 备注 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ |
| 实施实例1 | 本发明 | 191 | 310 | 27 |
| 实施实例2 | 本发明 | 175 | 295 | 30 |
| 实施实例3 | 本发明 | 194 | 283 | 21 |
| 对比例4 | 本发明 | 205 | 265 | 14 |
| 对比例5 | 本发明 | 175 | 265 | 9 |
| 对比例6 | 本发明 | 83 | 185 | 23 |
| ZL203 | GB/T1173-1995 | - | 225 | 3 |
| ZL207 | GB/T1173-1995 | - | 175 | - |
表2.本发明涉及的高强耐高温的低钪复合微合金化Al-Cu合金高温拉伸性能对比
Claims (2)
1.一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu系合金，其特征在于：Cu的质量百分数为2.2—7.0％，Sc的质量百分含量为0.05—0.20％，Si的质量百分含量为0.005—0.15％，Zr的质量百分含量为0.005—0.20％，Er的质量百分含量为0.005—0.15％，Ti的质量百分含量为0.005—0.20％，Mn的质量百分含量为0.01—0.80％，Fe作为杂质元素应限定其质量百分数<0.15％，其余为Al和不可避免的杂质，合金铸锭通过常规金属模或砂模铸造方式铸造成型，所述的高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu系合金的热处理工艺为：
分为多级均匀化工艺与多级时效处理，热处理在铸造后直接进行，或是变形成型后进行，所述多级均匀化处理温度及保温时间为：第一级：400—525℃，0.5—24小时，空冷或水淬均可，第二级：525—547℃,0.5—50小时，水淬或油淬，第三级：549—590℃,0.5—50小时，水淬或油淬，当合金中Cu质量百分数>5.0％，则不采取第三级均匀化，第二级均匀化温度不高于540℃；多级时效处理包括以下步骤：1)在100—200℃下预保温0.5—24小时，2)随后以每小时0.5—25℃的升温速率，逐渐加热样品至275—400℃，取出样品后空冷或水淬，完成，在200—275℃区间采取较慢的升温速率。
2.采用如权利要求1所述的一种高强耐热的低钪复合微合金化Al-Cu系合金的热处理工艺，其特征在于，分为多级均匀化工艺与多级时效处理，热处理在铸造后直接进行，或是变形成型后进行，所述多级均匀化处理温度及保温时间为：第一级：400—525℃，0.5—24小时，空冷或水淬均可，第二级：525—547℃,0.5—50小时，水淬或油淬，第三级：549—590℃,0.5—50小时，水淬或油淬，当合金中Cu质量百分数>5.0％，则不采取第三级均匀化，第二级均匀化温度不高于540℃；多级时效处理包括以下步骤：1)在100—200℃下预保温0.5—24小时，2)随后以每小时0.5—25℃的升温速率，逐渐加热样品至275—400℃，取出样品后空冷或水淬，完成，在200—275℃区间采取较慢的升温速率。
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