一种高强耐热高钪Al-Cu-Mg系合金及其制造工艺的制作方法

一种高强耐热高钪al-cu-mg系合金及其制造工艺
技术领域
1.本发明属于铝合金热处理技术领域，具体涉及一种高强耐热含sc的al-cu-mg合金及其制造工艺。


背景技术：

2.2xxx系(al-cu)合金作为可时效强化型铝合金的典型代表，具有高的比强度、优异的抗冲击性能，抗应力腐蚀性能和良好的焊接性，在军事、航空航天等领域得到了广泛的应用。并通常被认为是铝合金中较好的耐热性的系列。以2519合金为例，其主要的合金化元素包括cu：5.3～6.4％、mg：0.05～0.40％、mn：0.10～0.50％以及ti、zr等其他元素。然而，在超过300℃服役环境下，al-cu-mg合金中强化相容易发生粗化，导致合金快速软化并失效。
3.al-cu-mg可时效强化型合金的耐热性研究的经典思路为增大cu/mg比，相图中所处相区为α+θ，其中起主要强化作用的析出相是针状的θ'，θ'与基体呈半共格关系，可提高合金强化效果，并保证其在200℃附近可承受200mpa以上的大应力，拥有极为优异的抗高温性能。然而，对于更高温度，例如300～400℃服役环境下，θ'相并不继续保持其优良的热稳定性而快速粗化，导致al-cu-mg合金在上述区间内亦发生快速软化失效。
4.研究发现，铝合金中添加sc在凝固过程析出al3sc作为异质形核质点起到细化晶粒的效果，从而提高材料力学性能。在热处理过程中析出与基体共格的弥散分布al3sc粒子具有优良的热稳定性，被公认为是提升铝基合金高温服役性能的有效手段。然而，由于sc的价格过高，解决思路则是通过sc、zr等稀土元素添加在原有析出序列之外引入独立的al3x(x＝sc、zr等)析出。sc和原合金中存在的zr元素将形成与al3sc粒子类似的一个富zr的壳包裹sc的al3(sc, zr)粒子，核壳结构的al3(sc, zr)和α-al基体错配度更低，具有晶粒细化和弥散强化作用。
5.虽然添加稀土元素对力学性能有所改善，但是在cu含量较高的al-cu-mg合金中，sc与cu会形成w相，减少了合金中固溶的cu原子的含量，进而减少了合金中强化相θ'的密度，力学性能降低问题没有得到有效解决。因此，本发明提出一种高钪al-cu-mg合金热处理工艺，减少w相的形成，改善其在300～400℃严酷服役环境下的力学性能。


技术实现要素：

6.本发明的目的在于克服现有技术的至少一个不足，提供一种高强耐热高钪al-cu-mg合金及其制造工艺。
7.本发明所采取的技术方案是：本发明的第一个方面，提供：一种高强耐热高钪al-cu-mg合金，其质量组成为：cu 5.3～6.4％，mg 0.05～0.40％，mn 0.10～0.50％，ti 0.02～0.10％，zr 0.10～0.25％，yb 0.20～0.40%，sc 0.30～0.80％，不可避免的杂质，余量al。
8.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，sc的含量为0.30～0.70%。
9.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，sc的含量为0.60%。
10.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb的含量为0.30%。
11.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb:sc的质量比=2：(3～5)。
12.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb:sc的质量比=2：4。
13.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，sc的含量为0.60%，yb的含量为0.30%。
14.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，不可避免的杂质含量不超过0.1%。
15.以上限定，在不相冲突的情况下，可以任意组合。
16.本发明的第二个方面，提供：本发明第一个方面所述高强耐热高钪al-cu-mg合金的制造工艺，包括如下步骤：1)原料熔炼：准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，熔炼得到合金铸锭；2)退火压缩：取步骤1)制备的合金铸锭进行非等温均匀化退火，在中间退火温度下进行多向压缩，淬火；3)固溶时效：对成型铝铜合金块体进行固溶+双级时效处理，处理完毕后取出、空冷得到。
17.在一些制造工艺的实例中，所述步骤1)中的熔炼温度为720～760℃。
18.在一些制造工艺的实例中，所述步骤2)中的退火压缩操作如下：a)200～350℃均匀化，升温速率1～3℃/5～15min，在300～350℃进行一道次压缩，变形量30%～40%；b)350～450℃均匀化，升温速率1～3℃/5～15min，在430～480℃将变形后样品进行一道次压缩，变形量30%～40%；c)450～520℃均匀化，升温速率1～3℃/3～9min，在510～530℃将变形后样品进行一道次的压缩，变形量30%～40%。
19.在一些制造工艺的实例中，所述步骤3)中的固溶处理为510%～530℃保温0.5～2h。
20.在一些制造工艺的实例中，所述步骤3)中的双级时效处理为先在130～170℃保温0.5～4h，然后在170～220℃保温0.5～48h。
21.本发明的第三个方面，提供：一种型材，由本发明第一个方面所述的高强耐热al-cu-mg合金制备得到，或由本发明第二个方面所述制造工艺制备得到的高强耐热al-cu-mg合金制备得到。
22.本发明的有益效果：本发明通过实施有效、可执行的复合微合金化手段及配套合理的形变热处理工艺制度，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，同时对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、耐热的特点。
23.本发明首次从非等温均匀化形变热处理工艺角度提出控制高钪al-cu-mg合金中w相形成，获得高强耐热铝合金的制备方法。本方法采用非等温均匀化方法，在低温（《350℃）均匀化尽可能析出全部的al3(sc，zr)/al3sc。中温（350～450℃）先让cu原子进行扩散，尽可能消除枝晶偏析。高温（450～520℃）加快均匀化过程，使合金成分均匀，在高温均匀化中避
免al基体中sc原子和cu原子相互作用形成w相。另外，低温均匀化过程yb与zr、sc元素的交互作用强度很低，说明稀土元素yb可促进zr、sc元素的固溶，提高zr、sc在铝基体中的固溶度，低温均匀化过程中al3(sc,zr)/al3sc析出数量增加。同时yb元素的加入阻碍了高温过程w相的形成，使w相进一步减少。
24.本发明的低温短时间时效（150℃，30min～4h）可以析出足够的gp区与位错作用，形变强化效果保留，同时细小弥散的gp区和位错为θ
′
相提供大量形核质点，提高合金强度。
附图说明
25.图1是实施例4制备得到高钪al-cu-mg合金的微观组织图。
具体实施方式
26.本发明的第一个方面，提供：一种高强耐热高钪al-cu-mg合金，其质量组成为：cu 5.3～6.4％，mg 0.05～0.40％，mn 0.10～0.50％，ti 0.02～0.10％，zr 0.10～0.25％，yb 0.20～0.40%，sc 0.30～0.80％，不可避免的杂质，余量al。
27.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，其质量组成为：cu 5.56～6.35％，mg 0.25～0.36％，mn 0.24～0.47％，ti 0.06～0.10％，zr 0.10～0.17％，yb 0.20～0.40%，sc 0.30～0.80％，不可避免的杂质，余量al。
28.yb可促进zr、sc元素的固溶，提高zr、sc在铝基体中的固溶度，低温均匀化过程中al3(sc,zr)/al3sc析出数量增加。同时yb元素的加入阻碍了高温过程w相的形成，使w相进一步减少。
29.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，sc的含量为0.30～0.70%。
30.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb的含量为0.30%。
31.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb:sc的质量比=2：(3～5)。
32.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，yb:sc的质量比=2：4。
33.在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，sc的含量为0.60%，yb的含量为0.30%。数据显示这一用量下，室温和300℃下的抗拉强度均可最大化，同时延伸率最小化。
34.杂质对产品的性能有不利影响，为了更好地稳定产品的质量，在一些高强耐热高钪al-cu-mg合金的实例中，不可避免的杂质含量不超过0.1%。
35.本发明的第二个方面，提供：本发明第一个方面所述高强耐热高钪al-cu-mg合金的制造工艺，包括如下步骤：1)原料熔炼：准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，熔炼得到合金铸锭；2)退火压缩：取步骤1)制备的合金铸锭进行非等温均匀化退火，在中间退火温度下进行多向压缩，淬火；3)固溶时效：对成型铝铜合金块体进行固溶+双级时效处理，处理完毕后取出、空冷得到。
36.在一些制造工艺的实例中，所述步骤1)中的熔炼温度为720～760℃。这一温度下可以使原料充分熔融混匀。
37.在一些制造工艺的实例中，所述步骤2)中的退火压缩操作如下：
a)200～350℃均匀化，升温速率1～3℃/5～15min，在300～350℃进行一道次压缩，变形量30%～40%；b)350～450℃均匀化，升温速率1～3℃/5～15min，在430～480℃将变形后样品进行一道次压缩，变形量30%～40%；c)450～520℃均匀化，升温速率1～3℃/3～9min，在510～530℃将变形后样品进行一道次的压缩，变形量30%～40%。
38.实验数据表明这一条件下，可以进一步获得高质量的高强耐热高钪al-cu-mg合金。
39.在一些制造工艺的实例中，所述步骤3)中的固溶处理为510%～530℃保温0.5～2h。
40.在一些制造工艺的实例中，所述步骤3)中的双级时效处理为先在130～170℃保温0.5～4h，然后在170～220℃保温0.5～48h。
41.本发明的第三个方面，提供：一种型材，由本发明第一个方面所述的高强耐热al-cu-mg合金制备得到，或由本发明第二个方面所述制造工艺制备得到的高强耐热al-cu-mg合金制备得到。
42.下面结合实施例、对比例及实验数据对本发明进行详细的说明。
43.各实施例中合金化学成分重量百分比，cu 5.3～6.4％、mg 0.05～0.40％、mn 0.10～0.50％、ti 0.02～0.10％、zr 0.10～0.25％、yb 0.20～0.40%、sc 0.30～0.80%。原料选取纯al、mg铸锭，al-50cu、al-10mn、al-4ti、al-3sc、al-5zr、al-10yb中间合金。
44.多元精炼剂和除气剂为本领域通用的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。
45.下面结合实例，进一步说明本发明的技术方案。为了得到质量更稳定的产品，各实例中的杂质控制在0.1%以下。
46.实施例11)按照组成元素重量百分比取cu: 5.71%、mg:0.32%、mn: 0.24%、ti:0.09%、zr:0.12%、yb:0.30％、sc:0.30%余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2)将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3)对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
47.实施例21)按照组成元素重量百分比取cu: 5.62%、mg:0.29%、mn: 0.28%、ti:0.10%、zr:0.16%、yb:0.30％、sc:0.40%余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃
熔炼得到合金铸锭；2)将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3)对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
48.实施例31)按照组成元素重量百分比取cu: 5.56%、mg:0.34%、mn: 0.34%、ti:0.08%、zr:0.11%、yb:0.30％、sc:0.50%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2)将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3)对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
49.实施例41)按照组成元素重量百分比取cu: 5.84%、mg:0.25%、mn: 0.41%、ti:0.06%、zr:0.12%、yb:0.30％、sc:0.60%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2)将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3)对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
50.实施例51）按照组成元素重量百分比取cu: 5.92%、mg:0.31%、mn: 0.36%、ti:0.09%、zr:0.15%、yb:0.30％、sc:0.70%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2）将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3）对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
51.实施例61） 按照组成元素重量百分比取cu: 6.01%、mg:0.28%、mn: 0.29%、ti:0.10%、zr:
0.17%、yb:0.30％、sc:0.80%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
52.实施例71） 按照组成元素重量百分比取cu: 6.13t%、mg:0.34%、mn: 0.45%、ti:0.07%、zr:0.12%、yb:0.20％、sc:0.60%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
53.实施例81） 按照组成元素重量百分比取cu: 6.35%、mg:0.36%、mn: 0.47%、ti:0.08%、zr:0.1%、yb:0.40％、sc:0.60%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
54.实施例91） 按照组成元素重量百分比取cu: 5.84%、mg:0.25%、mn: 0.41%、ti:0.06%、zr:0.12%、yb:0.30％、sc:0.60%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭450℃均匀化，升温速率1℃/10min，在450℃进行一道次压缩，变形量40%；520℃均匀化，升温速率1℃/2min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
55.对比例11） 按照组成元素重量百分比取cu: 5.84%、mg:0.25%、mn: 0.41%、ti:0.06%、zr:
0.12%、yb:0.30％、sc:0.10%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
56.对比例21） 按照组成元素重量百分比取cu: 5.84%、mg:0.25%、mn: 0.41%、ti:0.06%、zr:0.12%、yb:0.30％、sc:1.0%、余量为al；准备铝锭、镁锭、铝中间合金和稀土合金，720-760℃熔炼得到合金铸锭；2） 将制备的合金铸锭200-350℃均匀化，升温速率1℃/15min，在350℃进行一道次压缩，变形量40%；350-450℃均匀化，升温速率1℃/8min，在450℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后进行一道次压缩，变形量40%；450-520℃均匀化，升温速率1℃/3min，在520℃将变形后样品进行两次90
°
的旋转后再进行一道次的压缩，变形量40%，淬火；3） 对成型铝铜合金块体进行固溶（520℃保温1h）+双级时效处理（150℃，保温时间30min-4h，200℃，保温时间30min-48h），取出样品后空冷。
57.不同sc含量的al-cu-mg合金的性能比较分别对实施例及对比例得到的高钪al-cu-mg合金板材进行力学性能测试(室温和300℃)，其中，使用差示扫描量热仪（dsc）测定合金的熔点；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。
58.表1
1)对比实施例1～6可知，随着sc用量的增加，合金的强度先升后降；2)实施例9的均匀化温度偏高，超过al3(sc,zr)最佳析出温度，生成更多的w相导致合金的性能存在显著下降；3)对比例1和对比例2的sc含量不在限定的范围内，合金的力学性能显著下降。
59.图1是实施例4制备得到高钪al-cu-mg合金微观组织图，从中可以看出第二相明显减少，回溶效果明显，并在均匀化过程中析出大量的l1
2-al3(sc,zr)粒子，达到固溶强化和析出强化的效果，以此提升合金的室温和高温性能。此外，将均匀化温度升高，sc原子扩散速率加快生成更多的w相。然而，添加元素yb可以阻碍均匀化过程w相的形成，并确定yb：sc为1:2效果最佳。
60.以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。