一种高强耐热铝合金及其制备方法与流程

本发明属于耐热铝合金材料技术，特别是一种高强耐热铝合金材料及其制备方法。
背景技术：
：在面对资源、能源、环境的严峻挑战下，飞机、汽车等制造业为了降低能耗、节约资源、保护环境，对结构件材料的高性能和轻量化要求越来越迫切。铝及铝合金具有密度小、强度高、加工性能好、耐腐蚀等众多优点，作为优良的结构材料，已被广泛应用于航天航空、建筑桥梁、汽车船舶、机械设备等众多领域。其中，耐热铝合金具有优异的高温抗氧化性和在温度和动静态载荷长时间作用下有较好的抗塑性变形能力和屈服强度，已广泛应用于兵器、航空航天、汽车船舶，特别是坦克的发动机活塞、缸套、箱体，导弹的壳体、航空发动机气缸、叶片、飞机蒙皮等。随着航空航天、武器装甲的发展对耐热铝合金的高温性能提出更高的要求，然而现役的铸造铝合金材料的热疲劳、耐高温等性能已临近极限状态，很难适应装备发展需求。如发动机的活塞，作为发动机燃烧室关键部件之一，工作时长时间暴露在350～400℃高温气体环境中，此外还要承受热机械疲劳作用。铸锭生产方法并广泛应用的zl208等耐热铝合金中耐热相体积分数较少，强化效果不足，只能满足在350℃以下的温度使用。虽然zl207合金的服役温度达到400℃，但该材料晶界处大量细网状的耐热相引发脆性，导致其在350℃~400℃的塑性过低，无法替代350~400℃温度范围的钛合金，不能够满足轻量化的发展要求。此外，复合材料因界面结合强度受限，往往导致材料塑性较低。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种高强耐热铝合金材料。该材料在高温下不仅具有高的抗拉强度，而且有优异的塑性。材料制备工艺简单，成本低，易于推广和普及。实现本发明目的的技术解决方案为：一种高强耐热铝合金材料，其合金元素重量百分比表达式为：alacubmnccedniezrf，其中，83.75≤a≤89.9，7.0≤b≤9.0，0.5≤c≤2.0，1.0≤d≤2.5，1.5≤e≤2.5，0.1≤f≤0.25，a+b+c+d+e+f=100。进一步的，该高强耐热铝合金材料的组织特征在于：晶粒内部均匀地析出纳米级的金属间化合物al20cu2mn3、al2cu耐热相，晶界上析出连续均匀分布的微米级耐热金属间化合物al16cu4mn2ce、al7cu4ni，其具有异域跨尺度强化的结构组织。进一步的，所述材料具有优异的400℃的抗拉强度达到105~117mpa和延伸率29%~38%。一种制备上述的耐热高强铝合金材料方法，包括以下步骤：第一步：选取耐热铝合金体系，根据凝固相图，ala1cub1mnc1ced1四元合金富铝端，其中，81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0，析出al16cu4mn2ce、al20cu2mn3、al2cu相，ala2cub2nic2三元合金富铝端，其中，78.0≤a2<96.0，4.0≤b2≤12.0，0＜c2≤10.0，析出al7cu4ni相，根据四元合金富铝端和三元合金富铝端，调整合金成分alacubmnccedniezrf，其中，83.75≤a≤89.9，7.0≤b≤9.0，0.5≤c≤2.0，1.0≤d≤2.5，1.5≤e≤2.5，0.1≤f≤0.25，a+b+c+d+e+f=100，使其在凝固过程中晶界均匀地析出微米尺度的al16cu4mn2ce、al7cu4ni金属间化合物相，晶粒内均匀地析出纳米级的金属间化合物al20cu2mn3、al2cu相；第二步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照第一步的成分配比备料；第三步：向水冷铜坩埚内依次加入高纯al、cu、ni、mn、zr、al-10%ce、al，盖上炉盖抽真空至2×10-2pa，向炉内充入0.4~0.6mpa的高纯氩气（99.99%），采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭；第四步：熔炼合金3~4道次，得到混合均匀的合金锭；第五步：对合金锭进行自由锻造，始锻温度500℃，终锻温度400℃，每次变形量在20~30%，总变形量在60~70%，破碎粗大析出相，获得均匀组织；第六步：锻坯在540℃±5℃固溶12小时，淬入25℃水中；第七步：再在175℃±5时效5小时，空冷。进一步的，第二步中，金属原料纯度大于99.5%。进一步的，第四步中，熔炼功率为18-22kw。本发明与现有技术相比，其显著优点是：（1）本发明设计了一种异域跨尺度强化的结构组织，即晶界上析出微米尺度的金属间化合物相形成连续网状结构来稳定晶界，晶粒内均匀析出纳米级金属间化合物相以稳定基体，显著地提高了材料的高温力学性能，使材料满足了高温服役条件。（2）高温下材料具有优异的塑性。本发明中耐热铝合金引入连续均匀分布的金属间化合物相，利于变形协调进行，使材料具有优异的塑性。附图说明图1是本发明耐热铝合金材料制备流程图。图2是实施例1耐热铝合金材料宏观图。图3是实施例1耐热铝合金材料的显微组织图（a为晶界上连续均匀分布的微米尺度al7cu4ni相和al16cu4mn2ce相，b为晶粒内部均匀分布的纳米尺度al20cu2mn3相，c为晶粒内部均匀分布的纳米尺度al2cu相）。图4是实施例1耐热铝合金材料的高温（400℃）拉伸曲线图。具体实施方式以下各实施例的制备步骤如图1的流程示意图所示。实施例1（1）合金成分选择选取耐热铝合金体系，根据凝固相图，ala1cub1mnc1ced1四元合金富铝端(81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0)析出al16cu4mn2ce、al20cu2mn3、al2cu相，ala2cub2nic2三元合金富铝端（78.0≤a2<96.0，4.0≤b2≤12.0，0＜c2≤10.0）析出al7cu4ni相，由此调整本合金成分al86.1cu8.3mn1.0ce2.4ni2.0zr0.2；（2）原料的选用本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为al86.1cu8.3mn1.0ce2.4ni2.0zr0.2（重量百分比）；表1制备合金锭选用金属组元的纯度(%)合金元素alcumnzrnial-10%ce纯度/%99.999.9999.999.999.999.5（3）合金的制备采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭60g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4mpa；b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为20kw；（4）合金锭的自由锻造对合金锭进行自由锻造，始锻温度500℃±5℃，终锻温度400℃±10℃，每次变形量控制在20~30%，总变形量在60~70%；（5）锻坯的热处理a、合金在540℃±5℃固溶12小时，淬入25℃水中；b、合金在170℃±5℃时效5小时，空冷；（6）组织、性能测试所制备材料的实物图如图2所示。材料微观组织如图3所示：获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。图4为耐热铝合金材料400℃的拉伸应力-应变曲线，力学性能测试结果表明：所制备的材料抗拉强度达到116mpa，比zl208合金提高31.8%，且塑性达到37.5%，是zl208合金的3.5倍。实施例2（1）合金成分选择选取耐热铝合金体系，根据凝固相图，ala1cub1mnc1ced1四元合金富铝端(81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0)析出al16cu4mn2ce、al20cu2mn3、al2cu相，ala2cub2nic2三元合金富铝端（78.0≤a2<96.0，4.0≤b2≤12.0，0＜c2≤10.0）析出al7cu4ni相，调整本合金成分al86.4cu8.4mn1.2ce2.3ni1.5zr0.2；（2）原料的选用本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为al86.4cu8.4mn1.2ce2.3ni1.5zr0.2（重量百分比）；表1制备合金锭选用金属组元的纯度(%)合金元素alcumnzrnial-10%ce纯度/%99.999.9999.999.999.999.5（3）合金的制备采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭60g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4mpa；b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为19kw；（4）合金锭的自由锻造对合金锭进行自由锻造，始锻温度500℃±5℃，终锻温度400℃±10℃，每次变形量控制在20~30%，总变形量在60~70%；（5）锻坯的热处理a、合金在540℃±5℃固溶12小时，淬入25℃水中；b、合金在175℃±5℃时效5小时，空冷；（6）组织、性能测试获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到114mpa，比zl208合金提高29.5%，且塑性达到38.0%，是zl208合金的3.6倍。实施例3（1）合金成分选择选取耐热铝合金体系，根据凝固相图，ala1cub1mnc1ced1四元合金富铝端(81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0)析出al16cu4mn2ce、al20cu2mn3、al2cu相，ala2cub2nic2三元合金富铝端（78.0≤a2<96.0，4.0≤b2≤12.0，0＜c2≤10.0）析出al7cu4ni相，调整本合金成分al83.75cu9.0mn2.0ce2.5ni2.5zr0.25；（2）原料的选用本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为al83.75cu9.0mn2.0ce2.5ni2.5zr0.25（重量百分比）；表1制备合金锭选用金属组元的纯度(%)合金元素alcumnzrnial-10%ce纯度/%99.999.9999.999.999.999.5（3）合金的制备采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭60g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.6mpa；b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为22kw；（4）合金锭的自由锻造对合金锭进行自由锻造，始锻温度500℃±5℃，终锻温度400℃±10℃，每次变形量控制在20~30%，总变形量在60~70%；（5）锻坯的热处理a、合金在540℃±5℃固溶12小时，淬入25℃水中；b、合金在175℃±5℃时效5小时，空冷；（6）组织、性能测试获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到117mpa，比zl208合金提高33.0%，且塑性达到32.5%，是zl208合金的3.0倍。实施例4本发明制备母合金成分为al85.9cu8.0mn1.0ce2.5ni2.5zr0.1（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到113mpa，比zl208合金提高28.4%，且塑性达到36.5%，是zl208合金的3.4倍。实施例5本发明制备母合金成分为al88.75cu7.0mn1.0ce1.0ni2.1zr0.15（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到109mpa，比zl208合金提高23.9%，且塑性达到35.8%，是zl208合金的3.3倍。实施例6本发明制备母合金成分为al89.9cu7.0mn0.5ce1.0ni1.5zr0.1（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到105mpa，比zl208合金提高19.3%，且塑性达到37.0%，是zl208合金的3.5倍。实施例7本发明制备母合金成分为al86.7cu8.0mn1.5ce1.5ni2.2zr0.1（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到113mpa，比zl208合金提高28.4%，且塑性达到35.2%，是zl208合金的3.3倍。实施例8本发明制备母合金成分为al85.55cu8.5mn1.5ce2.0ni2.3zr0.15（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到115mpa，比zl208合金提高30.7%，且塑性达到32.1%，是zl208合金的3.0倍。实施例9本发明制备母合金成分为al85.2cu8.6mn2.0ce2.0ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到116mpa，比zl208合金提高31.8%，且塑性达到29.1%，是zl208合金的2.7倍。实施例10本发明制备母合金成分为al84.4cu9.0mn2.0ce2.5ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到112mpa，比zl208合金提高27.3%，且塑性达到30.5%，是zl208合金的2.85倍。实施例11本发明制备母合金成分为al87.8cu7.5mn1.0ce1.5ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到110mpa，比zl208合金提高25.0%，且塑性达到30.1%，是zl208合金的2.8倍。实施例12本发明制备母合金成分为al86.8cu8.0mn1.0ce2.0ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到112mpa，比zl208合金提高27.3%，且塑性达到31.3%，是zl208合金的2.9倍。实施例13本发明制备母合金成分为al86.8cu7.5mn1.5ce2.0ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到109mpa，比zl208合金提高23.9%，且塑性达到29.3%，是zl208合金的2.7倍。实施例14本发明制备母合金成分为al84.8cu8.8mn1.5ce2.2ni2.5zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到115mpa，比zl208合金提高30.7%，且塑性达到30.8%，是zl208合金的2.8倍。实施例15本发明制备母合金成分为al86.8cu7.5mn1.5ce2.0ni2.0zr0.2（重量百分比），获得了异域跨尺度强化的结构组织，即材料晶界处连续均匀地分布微米尺度的al7cu4ni和al16cu4mn2ce相，晶粒内均匀地析出纳米尺度的al20cu2mn3、al2cu相。力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃下的抗拉强度达到114mpa，比zl208合金提高29.5%，且塑性达到31.2%，是zl208合金的2.9倍。当前第1页12