CN117551950A - 一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺 - Google Patents
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺 Download PDFInfo
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Abstract
本发明属于铝合金及其热处理技术领域，涉及一种具有优异长期热稳定性的Al‑Cu‑Mg‑Ag合金及其热处理工艺，通过钪铁硅复合微合金化进行成分优化，增强θ′相与Al3Sc复杂多相组织析出。Si添加促进Sc原子、Fe原子向θ′相/Al基体界面迁移，并加强Sc原子、Fe原子的协同作用，设计出θ′相和Al3Sc多相组织及包覆θ′相/Al基体界面的双层包覆结构，协同提升合金室温力学性能和高温热稳定性，扭转了Fe原子对铝合金的力学性能有害的传统观念，克服传统热处理强化铝合金在300~400℃长期服役时强度不足的瓶颈问题。
Description
技术领域
本发明涉及铝合金及其热处理技术领域，具体为一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺。
背景技术
具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金以其优异的低密度、高比强度、优异的耐腐蚀性和高断裂韧性等特点，在航空航天、汽车等行业得到了广泛的应用。目前，该领域对材料轻量化的需求日益迫切，且对耐热性能提出更高的要求。因此，具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金引起更多研究者的关注。民用运输飞机的结构件在服役过程中经常暴露在超过200℃环境下，析出相发生严重粗化，导致合金快速软化并失效。因此，析出相的热稳定性将成为铝合金及轻合金领域面临的重大难题。具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金起主要强化作用的析出相是θ'相(Al2Cu)和Ω相(Al2Cu)，析出序列分别为SSSS→GP区→θ''→θ'→θ、SSSS→{111}clusters→Ω。2024合金的时效微结构中存在θ'相和Ω相，其中Ω相在200℃以下表现出较高的热稳定性能。然而，在中高温（300~400℃）服役环境下，具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金中高密度的纳米析出物在该温度范围内使用时会迅速变粗，导致合金强度下降。
发明内容
为解决现有技术存在的问题，本发明的主要目的是提出一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺，通过多元微合金化设计了θ′相/Al基体界面双层包覆结构，协同提升室温力学性能及300~400℃时析出相的热稳定性能。
为解决上述技术问题，根据本发明的一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；
所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg 0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.05~0.15%，Fe 0.10~0.25%，Si 0.10~0.22%，其余为Al和不可避免的杂质。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S1中，多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S12中，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S14中，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S16中，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S2中，时效处理的温度为150~180℃，时效处理的时间为0.5~48h。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺的优选方案，其中：所述步骤S1中，Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭的制备工艺为：根据Al-Cu-Mg-Ag合金组成，准备纯铝锭、纯镁锭、纯银锭、铝中间合金和稀土合金，在720~760℃的电阻炉熔炼得到铸锭。
为解决上述技术问题，根据本发明的另一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金，采用上述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺制备得到，所述Al-Cu-Mg-Ag合金具有Fe原子、Sc原子在θ′相/Al基体界面两侧的双层包覆结构，Fe原子和Sc原子都分别偏析在θ′相/Al基体界面两侧，使得θ′相在300~400℃时具有良好的热稳定性。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的优选方案，其中：所述Al-Cu-Mg-Ag合金的室温抗拉强度为400~550MPa，在300~400℃热暴露处理后抗拉强度为300~450MPa。
作为本发明所述的一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的优选方案，其中：所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg 0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.08~0.13%，Fe 0.12~0.22%，Si 0.10~0.20%，其余为Al和不可避免的杂质。
本发明的有益效果如下：
本发明提出一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺，通过钪铁硅复合微合金化进行成分优化，增强θ′相与Al3Sc复杂多相组织析出。Si添加促进Sc原子、Fe原子向θ′相/Al基体界面迁移，并加强Sc原子、Fe原子的协同作用，设计出θ′相和Al3Sc多相组织及包覆θ′相/Al基体界面的双层包覆结构，协同提升合金室温力学性能和高温热稳定性，扭转了Fe原子对铝合金的力学性能有害的传统观念，克服传统热处理强化铝合金在300~400℃长期服役时强度不足的瓶颈问题。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图示出的结构获得其他的附图。
图1为本发明制备得到的Al-Cu-Mg-Ag合金的微观组织结构示意图。
图2为本发明实施例3制备得到的Al-Cu-Mg-Ag合金的微观组织图。
图中，1-Fe原子，2-Sc原子，3-θ′相/Al基体界面，4-双层包覆结构，5-θ′相。
本发明目的的实现、功能特点及优点将结合实施例，参照附图做进一步说明。
具体实施方式
下面将结合实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
研究发现，微合金化元素促进晶界或沉淀物/Al基体界面处的溶质偏析可有效提高合金的强度和耐热性。Fe原子、Sc原子往往具有较低的扩散速率，且与Al基体中的析出相比界面能较低。在Al-Cu合金的许多研究中，发现Sc原子在Al-Cu合金的人工时效过程中更倾向于在θ′相/Al基体界面偏析，提高了θ′相的热稳定性。此外，还发现Ag在Al-Cu合金的这些沉淀物/Al基体界面处偏析，该结构能够阻碍θ′相的横向生长。在具有高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg-Ag合金中Ag将促进Ω相的析出，其拥有与Al基体的界面上的AgMg偏析层，AgMg偏析层会因溶质扩散延迟而阻碍析出物的粗化。有研究表明通过密度泛函理论(DFT)计算发现Sc原子和Fe原子同时偏析在θ′相/Al基体界面，形成了夹层结构从而增强了界面，保持了足够的析出强化效果，使合金具有良好的蠕变抗力。
本发明结合计算和实验设计的协同作用，开发了一种具有适当原子构型的新型界面结构。与单Sc微合金化的对应合金相比，这保持了足够的沉淀强化效果。本发明提出一种长期热稳定性的钪铁硅微合金化Al-Cu-Mg-Ag合金及热处理工艺，通过多元微合金化设计了θ'相/Al基体界面双层包覆结构，协同提升室温力学性能及300~400℃的热稳定性能。
本发明针对多组分Al-Cu合金，找到一条既能最大限度地发挥多重微合金化效应又能克服其负面影响的微观结构设计方法。在Al-Cu-Mg-Ag合金中进行Sc、Fe和Si微合金化，生成θ′相和Al3Sc相。此外，三重微合金元素的相互作用最大限度地发挥正面效应，协同提高Al-Cu-Mg-Ag合金的室温力学性能及热稳定性。首先低温均匀化将Sc原子以Al3Sc形式沉淀，减少510℃均匀化过程W相的形成，其次在570℃均匀化溶解部分W相，并释放Sc原子，促进热暴露过程Sc原子在θ′相/Al基体界面偏析。Sc原子、Fe原子微添加是为了在θ′相/Al基体界面上引入隔离体形成包覆结构，从而稳定θ′相。Si添加可以促进θ′相的成核，同时加大Sc原子和Fe原子扩散率，以鼓励Sc原子和Fe原子向θ′相/Al基体界面偏聚。Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Fe-Si合金在时效中获得了较强的Sc原子、Fe原子偏析，提高Al-Cu-Mg-Ag合金的热稳定性。
根据本发明的一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；
所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg 0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.05~0.15%，Fe 0.10~0.25%，Si 0.10~0.22%，其余为Al和不可避免的杂质。
优选的，所述步骤S1中，多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
因Al3Sc的最佳析出温度范围在250℃到400℃，低温（300~400℃）条件下均匀化析出Al3Sc。510℃条件下均匀化退火加快溶质原子的溶解过程，达到消除枝晶偏析的效果。最后在570℃均匀化溶解部分粗大的W相。多方向压缩过程破碎粗大的共晶组织Al2Cu，有利于加速Cu原子的扩散，使合金成分更加均匀，同时引入一定量的位错，为时效过程θ′相提供大量的形核位点。
优选的，所述步骤S12中，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；所述步骤S14中，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；所述步骤S16中，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min。
优选的，所述步骤S2中，时效处理的温度为150~180℃，时效处理的时间为0.5~48h。
优选的，所述步骤S1中，Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭的制备工艺为：根据Al-Cu-Mg-Ag合金组成，准备纯铝锭、纯镁锭、纯银锭、铝中间合金和稀土合金，在720~760℃的电阻炉熔炼得到铸锭。进一步优选的，所述熔炼过程可以采用多元精炼剂和除气剂，精炼剂与熔炼配料质量比为(1~3)：100。所述多元复合精炼剂的组成包括：20wt%NaCl、20wt%KCl、35wt%NaF、25wt%LiF；除气剂与熔炼配料质量比为1：100，所述除气剂为六氯乙烷；当原料的纯度较高时，也可以不添加多元精炼剂和除气剂。多元精炼剂和除气剂本身对合金的性能基本无影响。
根据本发明的另一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金，采用上述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺制备得到，如图1所示，所述Al-Cu-Mg-Ag合金具有Fe原子1、Sc原子2在θ′相/Al基体界面3两侧的双层包覆结构4，Fe原子1和Sc原子2都分别偏析在θ′相/Al基体界面3两侧，使得θ′相5在300~400℃时具有良好的热稳定性。
优选的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的室温抗拉强度为400~550MPa，在300~400℃热暴露处理后抗拉强度为300~450MPa。进一步优选的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的室温抗拉强度为430~550MPa，在300~400℃热暴露处理后抗拉强度为340~450MPa。
优选的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.08~0.13%，Fe 0.12~0.22%，Si 0.10~0.20%，其余为Al和不可避免的杂质。进一步优选的，不可避免的杂质杂质的含量不超过0.1%。
本发明的一种钪铁硅微合金化Al-Cu-Mg-Ag合金的微观组织特点为减少微米级的AlCuSc相和Al7Cu2Fe相，增强Sc原子界面偏聚的θ′相与Al3Sc复杂析出相的多相组织。Si添加通过协助Sc原子和Fe原子向θ′相/Al基体界面迁移来调节Sc原子和Fe原子的协同作用。本发明首次采用微合金化、均匀化退火和多向压缩相结合的调控手段，设计θ′相和Al3Sc多相组织及增强θ′相/Al基体界面的包覆结构，协同提升合金室温力学性能和高温热稳定性的方法。本发明通过Si添加促进θ′相的成核及Mg、Ag溶质在θ′相/Al基体界面的偏析。其次，Sc-Si和Fe-Si的有利结合将刺激缓慢的Sc原子和Fe原子扩散率，以鼓励它们向Al3Sc沉淀中的θ′相/Al基体界面偏聚。本发明Sc原子和Fe原子微添加的目的是在θ′相/Al基体界面上引入隔离体形成包覆结构，从而稳定θ′相。本发明的优点在于将微合金化手段与热处理工艺相结合，扭转了Fe原子对铝合金的力学性能有害的传统观念。通过对合金的微观组织调控，满足其在室温/高温环境下高强、耐热的特点。其微观组织设计思路在于利用Fe原子的低扩散系数，形成Fe原子和Sc原子在θ′相/Al基体界面的双层包覆结构，强烈抑制析出相的粗化。此外，将多级均匀化与多向压缩相结合，优先析出Al3Sc，促进W相和Al7Cu2Fe相的形貌、含量及分布的目的。Si微量添加促进θ′相的成核及Mg、Ag溶质在θ′相/Al基体界面的偏析，协助Sc原子、Fe原子向θ′相/Al基体界面迁移抑制θ′相的粗化，协同提升合金的室温性能及热稳定性。
以下结合具体实施例对本发明技术方案进行进一步说明。
实施例1
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 5.0%，Mg 0.40%，Ti 0.10%，Ag 0.36%，Sc 0.13%，Fe0.22%，Si 0.20%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48 h。
实施例2
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.50%，Mg 0.38%，Ti 0.10%，Ag 0.20%，Sc 0.08%，Fe 0.12%，Si 0.10%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。
实施例3
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.80%，Mg 0.32%，Ti 0.08%，Ag 0.50%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。本实施例制备得到的Al-Cu-Mg-Ag合金的微观组织图如图1所示，由图1可以看出，析出相主要由Al3Sc和θ′相组成，Al3Sc作为异质形核质点促进θ′相形核，增加了θ′相的数密度。
实施例4
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.12%，Mg 0.16%，Ti 0.09%，Ag 0.42%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为40%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为150℃，时效处理的时间为36h。
实施例5
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.30%，Mg 0.22%，Ti 0.10%，Ag 0.47%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为40%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为12h。
实施例6
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.12%，Mg 0.30%，Ti 0.10%，Ag 0.44%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为40%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为160℃，时效处理的时间为24h。
实施例7
一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.90%，Mg 0.25%，Ti 0.09%，Ag 0.35%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为0.5h。
对比例1
一种Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 4.03%，Mg 0.31%，Ti 0.10%，Ag 0.34%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为35%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理，取出样品后水冷；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。
对比例2
一种Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.85%，Mg 0.33%，Ti 0.10%，Ag 0.28%，Sc 0.10%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，进行多级均匀化退火，多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火；非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理，取出样品后水冷；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。
对比例3
一种Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.59%，Mg 0.32%，Ti 0.07%，Ag 0.57%，Fe 0.17%，Si 0.15%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在510℃等温均匀化24h；在510-570℃非等温均匀化，升温速率3℃/min；在570℃等温均匀化16h，取出样品后水冷；
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理，取出样品后水冷；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。
对比例4
一种Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.86%，Mg 0.25%，Ti 0.08%，Ag 0.27%，Sc 0.10%，Fe 0.17%，其余为Al和不可避免的杂质。包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~510℃进行一道次多方向压缩，多方向压缩指在长方体块的三维空间方向上，实现分别沿垂直于长方体块表面的三个方向的压缩；各方向的压缩变形量均为35%；510℃等温均匀化24h，取出样品后水冷。
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理，取出样品后水冷；时效处理的温度为180℃，时效处理的时间为48h。
对各实施例和对比例制备得到的铝合金进行室温和热暴露处理（热暴露处理的温度为300℃，时间为100h）后的力学性能测试，强度和延伸率的测试方法依据GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行判定，结果如表1所示。
表1 各实施例和对比例制备得到的铝合金的力学性能
有上述实施例和对比例可以看出，本发明通过钪铁硅复合微合金化进行成分优化，增强θ′相与Al3Sc复杂多相组织析出。Si添加促进Sc原子、Fe原子向θ′相/Al基体界面迁移，并加强Sc原子、Fe原子的协同作用，设计出θ′相和Al3Sc多相组织及包覆θ′相/Al基体界面的双层包覆结构，协同提升合金室温力学性能和高温热稳定性，扭转了Fe原子对铝合金的力学性能有害的传统观念，克服传统热处理强化铝合金在300~400℃长期服役时强度不足的瓶颈问题；所述Al-Cu-Mg-Ag合金的室温抗拉强度为400~550MPa，在300~400℃热暴露处理后抗拉强度为300~450MPa。
以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。
Claims (10)
1.一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，包括如下步骤：
S1、取Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭制备成长方体块，在300~570℃进行多级均匀化退火，在不同退火温度下进行多方向压缩，取出后水冷得到Al-Cu-Mg-Ag合金块体；
S2、对Al-Cu-Mg-Ag合金块体进行时效处理后水冷得到具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金；
所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg 0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.05~0.15%，Fe 0.10~0.25%，Si 0.10~0.22%，其余为Al和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S1中，多级均匀化退火具体为：
S11、在300℃等温均匀化退火24h；
S12、在300~400℃非等温均匀化退火；在300~400℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S13、在400℃等温均匀化退火48h；
S14、在400~510℃非等温均匀化退火；在400~510℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S15、在510℃等温均匀化退火24h；
S16、在510~570℃非等温均匀化退火；在510~570℃进行一道次压缩，各方向压缩变形量均为30~40%；
S17、在570℃等温均匀化退火16h，取出样品后水冷。
3.根据权利要求2所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S12中，非等温均匀化退火的升温速率为2℃/min。
4.根据权利要求2所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S14中，非等温均匀化退火的升温速率为6℃/min。
5.根据权利要求2所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S16中，非等温均匀化退火的升温速率为3℃/min。
6.根据权利要求1所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S2中，时效处理的温度为150~180℃，时效处理的时间为0.5~48h。
7.根据权利要求1所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺，其特征在于，所述步骤S1中，Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭的制备工艺为：根据Al-Cu-Mg-Ag合金组成，准备纯铝锭、纯镁锭、纯银锭、铝中间合金和稀土合金，在720~760℃的电阻炉熔炼得到铸锭。
8.一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金，其特征在于，采用权利要求1-7任一项所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金的热处理工艺制备得到，所述Al-Cu-Mg-Ag合金具有Fe原子、Sc原子在θ′相/Al基体界面两侧的双层包覆结构，Fe原子和Sc原子都分别偏析在θ′相/Al基体界面两侧。
9.根据权利要求8所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金，其特征在于，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的室温抗拉强度为400~550MPa，在300~400℃热暴露处理后抗拉强度为300~450MPa。
10.根据权利要求8所述的具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金，其特征在于，所述Al-Cu-Mg-Ag合金的组成，按质量百分比计，包括：Cu 3.5~5.0%，Mg 0.10~0.40%，Ti 0.05~0.10%，Ag 0.20~0.60%，Sc 0.08~0.13%，Fe 0.12~0.22%，Si 0.10~0.20%，其余为Al和不可避免的杂质。
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