专利名称：可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金及其制备方法
技术领域：
一种可用于生产超高强铝合金铸件的Ai-ai-Mg-Cu-Sc-a·合金及其制备方法，属 于高性能铸造铝合金材料及其加工技术领域。
背景技术：
超高强铝合金具有密度低、强度高、热加工性能好等优点，已成为航空航天工业中 主要的结构材料，在民用飞机上的使用量已达到结构材料重量的50%以上。近年来随着航 空航天、舰船、兵器工业的快速发展，超高强铝合金的需求量亦不断扩大，同时在材料强韧 性和加工成形性能两方面都提出了越来越高的要求。目前高强高韧铝合金主要包括2XXX 和7XXX系列传统变形铝合金，以及在其基础上发展起来的粉末冶金铝合金、喷射成型铝合 金、铝基复合材料、超塑性铝合金等。作为高强高韧铝合金中最重要分支之一的超高强铝合 金(抗拉强度500MPa以上)，其主体是Al-Zn-Mg-Cu系(7X X X系)的部分铝合金，另外 也包括利用添加特殊元素法、PM法、SF法、复合增强法等制造的特种铝合金。Al-Si-Mg-Cu系铝合金是典型的也是目前使用量最大的超高强铝合金，该类合金 的主要特点可以概括为合金化程度高、结晶温度范围宽和铸态组织塑性低。以7075合金 为例，其结晶温度范围高达158°C (635 477°C )，是所有系列变形铝合金中结晶范围最宽 的铝合金，糊状凝固区过大导致合金凝固末期补缩不充分、析出气体难以上浮排除和热、冷 裂倾向偏大等弊端。由于铸造成形性能较差，常规铸造条件下缩松、气孔等缺陷难以避免， 因此目前Al-Zn-Mg-Cu系高强度变形铝合金均为锻造和轧制件，一般情况下不能通过常规 铸造方法直接获得高性能复杂部件。实际生产中变形铝合金必须通过后续挤压、轧制、锻造 等手段减少铸造缺陷、细化组织和提高致密度。随着超高强铝合金应用领域的不断扩大，一些重要的铝合金铸件也迫切需要实现 提高承载能力和减重的双重目的，迫切需要开发性能接近变形铝合金性能的超高强铝合金 铸件。由于现有的高强韧铝合金基本以Al-Cu系合金为主，其中强度最高的ZL205A合金其 极限抗拉强度亦很难突破500MPa，与变形铝合金相比，仍存在强韧性不足的问题。近年来 国内采用变形铝合金制备铝合金铸件的研究屡见报道，但仍处于实验室研究阶段，而且大 多集中在挤压铸造和半固态触变成形研究，由于7XXX系变形铝合金的热加工特性和较高 的时效处理工艺要求，所以在研究的进一步深入和应用研究推广方面都存在诸多需要解决 的问题，尤其是对于大型复杂铸件，采用挤压铸造和半固态触变成形工艺所带来的成本高， 工艺实现难度大等问题日益凸显，因此开发出能够替代变形铝合金的超高强铸造铝合金材 料及其铸造成形工艺，达到以铸代锻、对于扩大超高强铝合金应用范围，具有重要的现实意 义。Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金作为时效强化合金，η (MgZn2)和T(Al2Ife2Si3)是该类合金 中的主要强化相，η相和T相在Al中的溶解度很大，且随温度升降而剧烈变化，因此该合 金的强韧性受热处理工艺的影响较大。基体析出相、晶间析出相、晶界无析出带和抑制再结晶化合物的大小、分布及均勻性最终决定了合金的力学性能，因此成分确定后，而实现合金 组织最优化控制的主要途径便是采纳合适的热处理工艺。
发明内容
本发明的目的在于提供一种可作为铸造合金使用的超高强铝合金材料，通过优化 合金成分并采用k，Zr，Er和/或％复合微合金化，同时配以合理的热处理制度，使得所开 发合金在铸造条件下可获得接近超高强Al-Zn-Mg-Cu系变形铝合金的性能。本发明的再一个目的在于提供一种制备可作为铸造合金使用的超高强铝合金材 料的方法。为实现上述目的，本发明采取如下的技术方案一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Si-Mg-Cu-Sdr-RE合金，其组成成分 和重量百分比(wt. 为锌(Ζη)7·0 8.0，镁(Mg) 1.5 2. 5，铜(Cu) 1. 4 2. 0，锰 (Mn)0. 2 0. 5，锆(Zr)0. 1 0. 2，钪(Sc)O. 15 0. 25，铒(Er)和 / 或钇(Yb)0. 10 0. 30，铝(Al)余量，并采取熔炼、铸造和热处理工艺制备。为保证本发明合金的综合力学性能，推荐采用高纯原料，熔炼用坩埚与工具应避 免采用铁质材料以避免i^、Si元素的溶入。合金熔炼过程中推荐采用覆盖剂或惰性气体进 行熔体保护的条件下进行。本发明合金为宏合金化时效强化形铝合金，较同类变形合金而言，对铸态合金的 热处理工艺有十分严格的要求。在均勻化退火和固溶时效处理等环节都有其特殊性。针对 本发明合金，其合金铸件的均勻化处理与固溶处理合二为一，总保温时间一般为M-48小 时，加热温度范围为450 475°C。本发明合金必须采取变温均勻化和强化固溶处理，整个过程为连续三阶段变温处 理，均勻化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，第一阶段保温 温度为450 460°C，第二阶段保温温度为455 465°C，第三阶段为465-475°C，三个阶段 的保温时间长度比一般为10 2 1，总时间视铸件平均厚度而定，一般为对 481!。本发明合金的成分设计及热处理制度建立的依据如下现有Al-Si-Mg-Cu系变形铝合金的共性问题是结晶温度范围宽、枝晶生长趋势 强、常规铸态组织塑性低。其中糊状凝固区过大和共晶组织含量少导致合金凝固末期 补缩不充分、且析出气体难以上浮排除，造成合金热、冷裂倾向偏大等问题，上述问题是 Al-Zn-Mg-Cu系变形铝合金不适于作为铸造合金使用的根本所在。为了改善合金的铸造性 能，同时不削弱合金的强韧性能，必须通过合金成分调整和后续热处理等措施来改善合金 的铸造性能，同时发挥该类合金的强韧性能优势。对于Al-Zn-Mg-Cu系合金，提高SuMg含量可以增加合金组织中共晶相的生成量， 在一定程度上可以提高合金凝固后期的补缩能力，因此本发明合金采用相对较高的Zn、Mg 含量，一方面是保证合金的强度指标，另一方面即是适当增加共晶相的含量。锰(Mn)元素 作为铝合金常用元素而采用，可以提高合金的强度和抗腐蚀性能。凝固组织晶粒细化是改善合金熔体流动性能、提高合金凝固补缩能力、降低合金 热裂倾向的重要手段。在人们已经发现的各种铝合金细化剂中，钪是最有效的细化元素，尤 其在Al-Mg系和Al-Si-Mg-Cu系合金上&的强烈细化作用得以充分的体现。近年来复合微合金化处理可以进一步细化合金凝固组织，同时可以降低每种元素的加入量，尤其是对 于昂贵元素Sc，复合添加可以显著降低合金材料成本。本发明采用钪(Sc)锆(Zr)复合添 力口，获得一定细化程度的铸态组织，在此基础上，将成本低廉、具有较好细化效果、净化作用 和抗腐蚀性的稀土元素铒(Er)和钇(Yb)引入，形成钪(Sc)锆(Zr)铒(Er)或钇(Yb)的 三元或四元复合，以期形成同铝基体更加匹配的复合粒子，增大异质形核的密度和析出强 化的作用，同时也可以进一步降低同等合金化效果下的微合金化元素临界成分。 本发明合金在熔炼过程中可以通入氩气进行保护或者采用专用覆盖剂，防止合金 被氧化。在合金熔炼和浇注过程中，要从各个环节注意避免Fe、Si等杂质元素的混入。合金 铸件或铸锭的均勻化处理应采用高温长时变温均勻化，以减少晶界共晶相及粗大第二相， 避免过烧。固溶处理采取高温短时强化固溶处理，原则是在保证合金不发生过烧情况下尽 可能采用较高的固溶温度。一种制备可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sdr-RE合金的方法， 该方法包括以下的步骤(1)原料配制以纯金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、Al-Sc中间合 金、Al-Zr中间合金、Al-Er中间合金和Al-Yb中间合金作为原料，按Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金 成分的重量百分比Zn 7. 0 8. 0%,Mg 1. 5 2. 5%,Cul. 4 2. 0%,Μη 0. 2 0. 5%， Sc 0. 15 0.25%，Zr 0. 10 0. 20%，Er 和 / 或 Yb 0. 1 0.3%，进行备料。(2)合金熔炼将金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、Al-Sc中间合金、 A1-&中间合金及Al-Er中间合金，和/或Al-Yb中间合金在覆盖剂或惰性气体保护的条件 下进行熔炼，熔炼温度为780V -790V ；保温时间15 20min ；再采用底吹氩气进行精炼， 精炼时间一般为5 lOmin。(3)浇注合金铸件或试样精炼之后静止15 20min后浇注合金铸件或试样，浇 注温度为730°C 740V ；浇铸模具为金属型模具或树脂砂型模具，金属型模具预热温度为 150 300°C ；(4)对合金铸件或试样进行热处理先对合金铸件或试样连续进行均勻化处理及 固溶处理，均勻化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，整个均 勻化处理及固溶处理时间为24h 48h，第一阶段保温温度为450 460°C，保温20 40h， 第二阶段保温温度为455 465°C，保温时间4 8h，第三阶段保温温度为465 475°C，保 温时间2 4h，固溶处理之后进行水淬；之后立即进行时效处理，以获得超高强铸造铝合金 铸件或试样。在本发明的方法中，在所述的步骤(2)中，所使用的覆盖剂的成分和含量为 50wt% KCl,40wt% MgCl2 禾口 IOwt% CaF2。在本发明的方法中，在所述的步骤(1)中，所使用的Al-Mn中间合金的含量为 8-12wt%Mn，余量为Al ；Al-Sc中间合金的含量为l_3wt% % Sc，余量为Al ；A1-&中间合金 的含量为3-5wt% Zr，余量为Al ；Al-Er中间合金的含量为8_12wt% Er，余量为Al ；Al-Yb 中间合金的含量为8-12wt% Yb，余量为Al。本发明的优点为本发明的合金通过采取较高的Zn、Mg含量，Sc与&复合微合金化并辅加微量稀 土元素Er和/或Yb，进而实现增加共晶相比例、细化晶粒组织、抑制枝晶生长和改变合金凝固方式的目的、从而降低合金热裂倾向和显著改善合金的铸造性能。该铸态合金通过长时 变温均勻化、强化固溶处理和时效处理可以获得优良的强韧性能，可用于生产屈服强度在 500MPa以上、延伸率大于5%的铝合金铸件，也可用作超高强变形铝合金的替代材料。
与常规7XXX系变形合金相比，本发明合金在同样的凝固条件下，合金铸态组织得 以显著细化，热裂倾向大幅度降低，具体见附图。附图 1 为实施例合金 1 与常规 7055 合金(Al-7. 3Zn_2. 2Mg_l. 6Cu_0. 2Mn_0. 2Zr) 的铸态组织对比照片，其中，a)为7055合金(Al-7. 3Zn_2. 2Mg_l. 6Cu_0. 2Μη_0· 2Zr)的铸 态组织照片(金属型模具浇注，模具温度150°C ) ；b)为本发明实施例1的合金的铸态组织 照片(金属型模具浇注，模具温度150°C )。附图2为本发明合金与常规7055铝合金凝固热裂倾向的比较照片，其中，a)为常 规7055合金照片；b为本发明合金实施例1的合金的照片。
具体实施例方式合金典型实施例1Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE 合金，其化学成分(wt. % )为锌(Zn) 7. 2、镁 (Mg) 1.7、铜(Cu) 1.6、锰(Mn)O. 3、锆(Zr)O. 15、钪(Sc)O. 21、铒(Er)O. 15，铝(Al)余量。合金典型实施例2Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE 合金，其化学成分(wt. % )为锌(Zn) 7. 5、镁 (Mg) 2. 1、铜(Cu) 1.8、锰(Mn)O. 4、锆(Zr) 0. 14、钪(Sc)O. 19、钇(Yb) 0. 15、铝(Al)余量合金典型实施例3Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE 合金，其化学成分(wt. % )为锌(Zn) 7. 9、镁 (Mg) 2. 4、铜(Cu) 1.9、锰(Mn)O. 3、锆(Zr) 0. 18、钪(Sc)O. 20、铒(Er) 0. 10、钇(Yb) 0. 10、铝 (Al)余量制备(1)原料配制铝(Al)、镁(Mg)和锌(Zn)以纯金属形式加入，合金元素锰(Mn)、钪(Sc)、锆(Zr)、铒(Er)和钇(Yb)均以Al基中间合金形式加入；(2)合金熔炼采用电阻炉和石墨坩埚，熔炼时待金属料(纯铝及其中间合金 Al-10Mn、Al-2Sc、Al-4Zr、Al-IOEr 和 Al-IOYb)大部分熔化后加入覆盖剂(50% KCl+40% MgCl2+10% CaF2),待合金料全部熔化后不断搅拌，金属镁和锌用铝箔包覆后最后压入；为 充分熔解中间合金中已有的粗大金属间化合物粒子，熔炼温度定为780°C;保温时间15min ； 采用底吹氩气进行精炼，精炼时间5min，充分静止(15min)后浇注，浇注温度为730°C ；浇铸 成标准铸造铝合金拉伸试样，模具预热温度为150 300°C ；其中，合金典型实施例1的合 金与常规7055合金(Al-7. 3Zn-2. 2Mg_l. 6Cu_0. 2Mn_0. 2Zr)的铸态组织对比照片如图1所 示，合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金相比，合金典型实施例1的合金的铸态组 织显著细化；合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金凝固热裂倾向的比较照片如图2 所示，合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金相比，合金典型实施例1的合金凝固热 裂倾向大幅度降低。
(3)热处理制度均勻化退火第一阶段455°C，保温30h ；第二阶段465°C。保温时间乩，强化固溶处理(即第三阶段)470°C 保温时间汕，水淬。本发明合金试样水淬后立即进行时效处理，时效制度如下单级时效T6(l20°C，24h)双级时效T76(120°C，6h ； 160°C，20h)多级时效(RRA)(120°C，24h+170°C，lh+120°C，24h)表1三种典型实施例合金铸态试样在不同热处理制度下的力学性能
权利要求
1.一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Si-Mg-Cu-Sdr-RE合金，其特征在于， 其合金成分以重量百分比计，该合金成分为Zn 7.0 8.0%，Mg 1. 5 2. 5%，Cul. 4 2. 0%,Μη 0.2 0.5%，Sc 0. 15 0. 25%，Zr 0. 10 0. 20%，Er 和 / 或 Yb 0.1 0.3%， 余为Al，并采取熔炼、铸造和热处理工艺制备。
2.根据权利要求1所述的一种可作为超高强铸造铝合金使用的 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金，其特征在于，在所述的热处理过程中，均勻化处理与固溶处 理连续进行，均勻化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，第 一阶段保温温度为450 460°C，第二阶段保温温度为455-465°C，第三阶段保温温度为 465 475°C，然后快速水淬，三个阶段的保温时间总共为Μ-4 !，第一阶段保温时间、第二 阶段保温时间和第三阶段保温时间之比为10 2 1。
3.根据权利要求1所述的一种可作为超高强铸造铝合金使用的 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金，其特征在于，在所述的熔炼过程中，合金熔炼是在覆盖剂或 惰性气体保护的条件下进行。
4.一种制备可作为超高强铸造铝合金使用的Al-ai-Mg-Cu-Sdr-RE合金的方法，其特征在于，该方法包括以下的步骤(1)原料配制以纯金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、Al-Sc中间合金、 Al-Zr中间合金、Al-Er中间合金和Al-Yb中间合金作为原料，按Al-Si-Mg-Cu-Mn合金成 分的重量百分比Zn 7. 0 8. 0%，Mg 1. 5 2. 5%, Cul. 4 2. 0%，Mn :0. 2 0. 5%，& 0. 15 0. 25%, Zr 0. 10 0. 20%，Er 和 / 或 Yb 0. 1 0. 3%，进行备料。(2)合金熔炼将金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、AHc中间合金、A1-& 中间合金及Al-Er中间合金，和/或Al-Yb中间合金在覆盖剂或惰性气体保护的条件下进 行熔炼，熔炼温度为780V -790V ；保温时间15 20min ；再采用底吹氩气进行精炼，精炼 时间一般为5 IOmin0(3)浇注合金铸件或试样精炼之后静止15 20min后浇注合金铸件或试样，浇注 温度为730°C 740°C ；浇铸模具为金属型模具或树脂砂型模具，金属型模具预热温度为 150 300°C ；(4)对合金铸件或试样进行热处理先对合金铸件或试样连续进行均勻化处理及固溶 处理，均勻化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，整个均勻化 处理及固溶处理时间为24h 48h，第一阶段保温温度为450 460°C，保温20 40h，第二 阶段保温温度为455 465°C，保温时间4 他，第三阶段保温温度为465 475°C，保温时 间2 4h，固溶处理之后进行水淬；之后立即进行时效处理，以获得超高强铸造铝合金铸件 或试样。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在所述的步骤O)中，所使用的覆盖剂的 成分和含量为 50wt% KCl,40wt% MgCl2 禾口 IOwt% CaF2。
6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在所述的步骤(1)中，所使用的Al-Mn中 间合金的含量为8-12wt% Mn，余量为Al ；Al-Sc中间合金的含量为Sc，余量为 Al ；Al-^ 中间合金的含量为 ，余量为Al ；Al-Er中间合金的含量为8_12wt% Er， 余量为Al ；Al-Yb中间合金的含量为8-12wt% %，余量为Al。
全文摘要
本发明公开一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金及其制备方法，该合金通过采取较高的Zn、Mg含量，Sc与Zr复合微合金化并辅加微量稀土元素Er和/或Yb，进而实现增加共晶相比例、细化晶粒组织、抑制枝晶生长和改变合金凝固方式的目的、从而降低合金热裂倾向和显著改善合金的铸造性能。合金成分为Zn 7.0～8.0％，Mg 1.5～2.5％，Cu 1.4～2.0％；Mn 0.2～0.5％；Sc0.15～0.25％；Zr 0.10～0.20％；Er和/或Yb 0.1～0.3％，余为Al。该铸态合金通过长时变温均匀化、强化固溶处理和时效处理可以获得优良的强韧性能，可用于生产屈服强度在500MPa以上、延伸率大于5％的铝合金铸件，也可用作超高强变形铝合金的替代材料。
文档编号C22C1/03GK102127665SQ201010034149
公开日2011年7月20日 申请日期2010年1月15日 优先权日2010年1月15日
发明者杨福宝 申请人:北京有色金属研究总院