專利名稱：一種鋁銅鎂銀鐵鎳系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明公開了ー種高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，特別是指一種鋁銅鎂銀鐵鎳系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金；屬于高性能中溫結(jié)構(gòu)金屬材料技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
Al-Cu-Mg合金的研究結(jié)果表明，在Al-Cu-Mg系合金中等量地添加Fe和Ni元素可以在基體內(nèi)生成不易溶解和擴(kuò)散的異相不均勻的Al9FeNi相，可以使合金的高溫性能提高20-40MPa。Al-Cu-Mg-Fe-Ni系變形耐熱鋁合金是可熱處理強(qiáng)化鋁合金，由于其在200-250°C的中溫范圍內(nèi)有較高的耐熱性，而被廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)及其它高溫下工作的零件。目前エ業(yè)廣泛應(yīng)用的變形耐熱鋁合金是2618鋁合金，其主要化學(xué)成分是Cul. 8-2. 7%, Mgl. 2-1. 8%, Fel. 0-1. 5%, Nil. 0-1. 5%, SiO. 15-0. 25%, MnO. 25%, TiO. 2%，其他雜質(zhì)〈O. 15%，Al余量。其室溫抗拉強(qiáng)度為420-450MPa，在200°C時(shí)抗拉強(qiáng)度為288_319MPa， 300°C時(shí)抗拉強(qiáng)度為146-178MPa。其在200°C以上的溫度具有很好的耐熱性，主要是由于合金在200°C以上形成的S'相的沉淀強(qiáng)化作用和穩(wěn)定的Al9FeNi相在高溫下對(duì)合金變形起阻礙作用。在現(xiàn)階段實(shí)際應(yīng)用中，2618合金廣泛應(yīng)用與150°C以上具有較高強(qiáng)度的承カ構(gòu)件，如超音速戰(zhàn)斗機(jī)座艙中央地板、橫梁、接頭肋、外翼隔板、新型發(fā)動(dòng)機(jī)的葉片和機(jī)売。Al-Cu-Mg-Ag合金作為Al-Cu-Mg系合金基礎(chǔ)上開發(fā)的ー種新型材料，在{111}面析出了ー種Q相，該相具有較高的沉淀硬化能力和熱穩(wěn)定性。該系列鋁合金具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，有著廣闊的應(yīng)用前景。Polmear 開發(fā)的 Al-6. 5%Cu_0. 48%Mg-0. 46%Ag-0. 3%Mn_0. 2%Zr,室溫抗拉強(qiáng)度為520MPa，在180°C時(shí)為375MPa。但該系合金250°C以上的高溫強(qiáng)度遠(yuǎn)不能滿足實(shí)際應(yīng)用要求。隨著國(guó)防エ業(yè)和軍用航空技術(shù)的發(fā)展，對(duì)耐熱鋁合金的組織和性能提出了更高的要求，因此，挖掘已有耐熱鋁合金的潛力和開發(fā)新型高強(qiáng)高耐熱鋁合金都是勢(shì)在必行的。目前尚沒(méi)有利用Fe、Ni合金化技術(shù)促進(jìn)Al-Cu-Mg-Ag系合金組織轉(zhuǎn)變和提高其耐熱性能的文獻(xiàn)報(bào)道。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)之不足，而提供一種通過(guò)鐵鎳微合金化，在晶界生成難溶的含鐵鎳相，提高鋁銅鎂銀合金高溫耐熱性能的鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，本發(fā)明合金的高溫性能超過(guò)傳統(tǒng)的2618合金和Polmear合金。本發(fā)明ー種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu :4. 5 6. 0，Mg :0. 3 0. 6，Ag :1.0 2.0，F(xiàn)e 0. I 0. 85,Ni :0. I 0.85，
Mn :0. I 0.3Zr :0. I 0. 3，余量為 Al。本發(fā)明ー種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，所述Fe、Ni組分按相同重量比添カロ。本發(fā)明ー種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金的制備方法是按設(shè)計(jì)組分配比取合金各組分，其中，Mg、Ag、Al以純金屬的形式加入，其他組分以鋁基中間合金的形式加入；在輻射式加熱爐中熔煉，澆鑄得鑄錠。發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果Ag元素可促進(jìn)Al-Cu-Mg-Ag合金中主要強(qiáng)化相Q相的生成，所以提高Ag元素的含量至I. 0 2. 0%可使合金中生成更多彌散細(xì)小的Q相，力求使合金中Q相的數(shù)量達(dá)到最大，大大提高Al-Cu-Mg-Ag合金的室溫和高溫性能。 鐵和鎳對(duì)合金的耐熱性有良好的影響，但單獨(dú)加入鐵和鎳，都會(huì)使合金的耐熱性降低。只加入鐵時(shí)，會(huì)形成難溶的Al7Cu2Fe相,只加入鎳時(shí),會(huì)形成難溶的AlCuNi相。這兩個(gè)相中均有Cu，它們之中任何一個(gè)相的形成，都必然會(huì)減少合金中主要耐熱相Q的數(shù)量，降低合金的耐熱性。而以1:1的比例向合金中加入0. I 0. 85%的鐵鎳，基本上不影響Q相數(shù)量，而是鐵和鎳相互形成難溶的Al9FeNi相。Al9FeNi相很難溶于a (Al)固溶體中，在鋳造狀態(tài)時(shí)，它以條片狀分布于基體中，變形后其碎片分布在晶粒內(nèi)部和晶粒邊界上，且在隨后的熱處理和高溫下不會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大和粗化，因此Al9FeNi相對(duì)提高合金的高溫強(qiáng)度具有非常重要的作用。該合金的主要強(qiáng)化途徑為時(shí)效強(qiáng)化和異相強(qiáng)化。時(shí)效強(qiáng)化在時(shí)效溫度下產(chǎn)生的共格或半共格的時(shí)效質(zhì)點(diǎn)十分細(xì)小，在這種質(zhì)點(diǎn)周圍會(huì)產(chǎn)生應(yīng)カ場(chǎng)。當(dāng)沿著滑移面運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)與析出質(zhì)點(diǎn)相遇時(shí)，就要克服應(yīng)カ場(chǎng)與質(zhì)點(diǎn)阻力，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)發(fā)生困難。但當(dāng)合金使用溫度超過(guò)250°C時(shí)，由于共格或半共格作用的減弱和時(shí)效相的長(zhǎng)大，時(shí)效強(qiáng)化的效果將顯著下降。異相強(qiáng)化在合金時(shí)效強(qiáng)化的基礎(chǔ)上，再在合金基體中形成不均勻異相組織，即異相強(qiáng)化，則可明顯提高合金的使用溫度和合金的高溫強(qiáng)度。異相強(qiáng)化質(zhì)點(diǎn)是由合金在鋳造凝固時(shí)形成的共晶物。異相強(qiáng)化相很難溶解在基體中，在高溫下形態(tài)變化甚微，這些化合物在熱加工過(guò)程中破碎成細(xì)小質(zhì)點(diǎn)，分布于晶界和基體內(nèi)阻礙晶界滑移和晶內(nèi)位錯(cuò)滑移變形，顯著提高合金的耐熱性。對(duì)該Al-Cu-Mg-Ag-Fe-Ni合金而言，因?yàn)樵?50-300で的溫度下，時(shí)效強(qiáng)化相Q相已發(fā)生部分粗化或長(zhǎng)大，所以其強(qiáng)化作用己顯著降低；而在鐵、鎳適量増加后的Al-Cu-Mg-Ag合金中，Al9FeNi相粒子的數(shù)量明顯增加，雖然有較多的粗大Al9FeNi相，但在高溫下由于原子的擴(kuò)散能力明顯加強(qiáng)，在變形的過(guò)程中，合金組織中的位錯(cuò)除發(fā)生滑移運(yùn)動(dòng)外，還可以進(jìn)行攀移，因此不會(huì)產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，從而可以充分發(fā)揮Al9FeNi相的強(qiáng)化作用。同時(shí)，實(shí)驗(yàn)表明，過(guò)多的鐵、鎳元素會(huì)影響Q相的析出，降低Q相的數(shù)量，使合金的綜合性能下降。因此，尋求銀、鐵、鎳元素的合適配比是本發(fā)明的關(guān)鍵。本發(fā)明將鐵鎳元素的含量控制在0. 85%以下。綜上所述，本發(fā)明通過(guò)增加銀含量提高強(qiáng)化相Q數(shù)量的同時(shí)，適當(dāng)?shù)缺壤尤腓F、鎳含量生成高溫下穩(wěn)定的Al9FeNi相，通過(guò)這種高銀、低鐵鎳的匹配，使Q相和Al9FeNi相的共同作用發(fā)揮到最大，使合金室溫及高溫下的綜合性能取得優(yōu)良效果，顯著提高合金的耐熱性能。適于エ業(yè)化生產(chǎn)。


附圖I為實(shí)施例4的合金試樣鑄態(tài)場(chǎng)發(fā)射掃描圖像；附圖2為附圖I中方框區(qū)域的能譜分析；附圖3為實(shí)施例4的合金試樣均勻化后的場(chǎng)發(fā)射掃描圖像；附圖4為實(shí)施例I的合金試樣峰值時(shí)效的TEM照片；從圖I中可以看出，加入鐵鎳元素后，鑄態(tài)合金中晶界及晶內(nèi)形成了難溶物，經(jīng)能譜分析(圖2)，可基本確定為Al9FeNi相。 圖3顯示，實(shí)施例4的合金試樣經(jīng)過(guò)485°C /5h+525°C /24h均勻化后，Al9FeNi相仍然保留，沒(méi)有溶解在a (Al)固溶體中。圖4顯示，實(shí)施例I制備的合金在提高Ag含量至2. 0%后，大量析出的Q相。
具體實(shí)施例方式結(jié)合本發(fā)明的方法提供以下實(shí)施例及對(duì)比例，設(shè)計(jì)Al-Cu-Mg-Ag-Fe-Ni合金,具體實(shí)施說(shuō)明如下本發(fā)明實(shí)施例合金的制備方法是按設(shè)計(jì)組分配比取合金各組分，其中，Mg、Ag、Al以純金屬的形式加入，其他組分以鋁基中間合金的形式加入；在輻射式加熱爐中熔煉，澆鑄
得鑄錠。本發(fā)明實(shí)施例制備的合金軋制成板材或擠壓為棒材后，按GB228-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)，采用SANS — CMJ5105型萬(wàn)能電子材料試驗(yàn)機(jī)，對(duì)其拉伸性能進(jìn)行測(cè)量。實(shí)施例I合金成分為(重量百分比)5.6%Cu, 0. 55%Mg, 2. 0%Ag, 0. l%Fe,0. l%Ni，0. 2%Mn,0. l%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)475°C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在510°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例2 合金成分為(重量百分比)5.0%Cu, 0. 6%Mg, I. 5%Ag, 0. 8%Fe,0. 8%Ni，0. 3%Mn,0. l%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)485°C /5h+525°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在525°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例3 合金成分為(重量百分比)5.7%Cu, 0. 3%Mg, I. 2%Ag, 0. 2%Fe,0. 2%Ni，0. 3%Mn,0. l%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)475°C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在510°C固溶6h淬火后，在165°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例4 合金成分為(重量百分比)5. 5%Cu, 0. 6%Mg, I. 8%Ag, 0. 85%Fe,0. 85%Ni，0. 2%Mn,0. 3%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)485°C /5h+525°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在525°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例5 合金成分為(重量百分比):6.0%Cu, 0. 5%Mg, I. 0%Ag, 0. 5%Fe,0. 5%Ni，0. l%Mn,0. 2%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)480°C /5h+520°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在520°C固溶6h淬火后，在165°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例6
合金成分為(重量百分比):4.5%Cu, 0. 4%Mg, I. 0%Ag, 0. l%Fe,0. l%Ni，0. 3%Mn,0. l%Zr，余量為Al。鑄錠經(jīng)475°C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在510°C固溶6h淬火后，在165°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表
Io實(shí)施例I 合金成分為(重量百分比)5.4%Cu, 0. 45%Mg, I. 5%Ag, 0. 3%Fe,0. 3%Ni，0. 3%Mn,0. l%Zr，余量為Al。熔鑄成合金圓鑄錠，經(jīng)過(guò)475°C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度450°C，擠壓速率為0. 3mm/min,三孔擠壓成理論擠壓比為27，擠壓成(tlOmm棒材。然后棒材在510°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表I。實(shí)施例8 合金成分為(重量百分比)5.6%Cu, 0. 5%Mg, I. 0%Ag, 0. 85%Fe,0. 85%Ni，0. 3%Mn,
0.l%Zr，余量為Al。熔鑄成合金圓鑄錠，經(jīng)過(guò)485°C /5h+520°C /24h的雙級(jí)均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度450°C，擠壓速率為0. 3mm/min，三孔擠壓成理論擠壓比為27的(tlOmm棒材。然后棒材在520°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人工時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表I。對(duì)比例I (2618鋁合金板材) 合金成分(重量百分比):2. 3%Cu，I. 6%Mg，I. l%Fe，I. 0%Ni，余量為Al。鑄錠經(jīng)4750C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化后，熱軋成薄板材，然后在510°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人工時(shí)效處理成峰時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性能指標(biāo)見表2。對(duì)比例2 (Polmear合金棒材)合金成分(重量百分比)6.5%Cu, 0. 48%Mg, 0. 46%Ag, 0. 3%Mn, 0. 17%Zr,余量為 Al。熔鑄成合金圓鑄錠，經(jīng)過(guò)475°C /5h+510°C /24h的雙級(jí)均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度450°C，擠壓速率為0. 3mm/min，三孔擠壓成理論擠壓比為27，擠壓成小IOmm棒材。然后棒材在510°C固溶6h淬火后，在185°C進(jìn)行人エ時(shí)效處理成時(shí)效狀態(tài)。檢測(cè)其拉伸性 能指標(biāo)見表2。由表I、表2所得的參數(shù)對(duì)比可知本發(fā)明制備的合金室溫拉伸性能比傳統(tǒng)的2618合金和Polmear合金略高或與之相近。而高溫拉伸性能明顯超過(guò)傳統(tǒng)的2618合金和Polmear 合金。
表I本發(fā)明合金板材的拉伸性能
權(quán)利要求
1.一種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu 4. 5 6. O，Mg 0. 3 0. 6，Ag :1. 0 2. 0，F(xiàn)e :0. I 0. 85，Ni :0. I 0. 85，Mn :0. I 0. 3Zr :0. I 0. 3，余量為 Al。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的一種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu 4. 8 5. 6，Mg 0. 35 0. 55，Ag :1. 2 I. 8，F(xiàn)e :0. 15 0. 75，Ni :0. 15 0. 75，Mn :0. 15 0. 28Zr :0. 15 0. 28，余量為 Al。
3.根據(jù)權(quán)利要求I所述的一種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu 5. 0 5. 5，Mg 0. 4 0. 5，Ag :1. 4 I. 6，F(xiàn)e :0. 2 0. 65，Ni :0. 2 0. 65，Mn :0. 15 0. 25Zr :0. 15 0. 25，余量為 Al。
4.根據(jù)權(quán)利要求1-3任意一項(xiàng)所述的一種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，所述Fe、Ni組分按相同重量比添加。
全文摘要
一種鋁銅鎂銀系高強(qiáng)變形耐熱鋁合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu4.5～6.0，Mg0.3～0.6，Ag1.0～2.0，F(xiàn)e0.1～0.85，Ni0.1～0.85，Mn0.1～0.3，Zr0.1～0.3，余量為Al。其鑄錠軋制成板材或擠壓成棒材，室溫拉伸性能比傳統(tǒng)的2618合金和Polmear合金略高或與之相近，高溫拉伸性能明顯超過(guò)傳統(tǒng)的2618合金和Polmear合金。本發(fā)明通過(guò)增加銀含量提高強(qiáng)化相Ω數(shù)量的同時(shí)，適當(dāng)?shù)缺壤尤腓F、鎳含量生成高溫下穩(wěn)定的A19FeNi相，通過(guò)這種高銀、低鐵鎳的匹配，使Ω相和A19FeNi相的共同作用發(fā)揮到最大，使合金室溫及高溫下的綜合性能取得優(yōu)良效果，顯著提高合金的耐熱性能。適于工業(yè)化生產(chǎn)。
文檔編號(hào)C22C21/12GK102796927SQ20121031874
公開日2012年11月28日 申請(qǐng)日期2012年8月31日 優(yōu)先權(quán)日2012年8月31日
發(fā)明者劉志義, 谷艷霞, 于迪爾, 劉燦威, 林茂, 李福東, 應(yīng)普友, 劉雄, 柏松 申請(qǐng)人:中南大學(xué)