一種超高強鋁鋰合金及熱處理工藝的製作方法

2023-06-10 23:31:01 1

專利名稱：一種超高強鋁鋰合金及熱處理工藝的製作方法
技術領域：
本發明涉及一種超高強鋁鋰合金及熱處理工藝，特別是指有效提高超高強鋁鋰合金室溫塑性的熱處理工藝。屬於高性能金屬結構材料製備技術領域。
背景技術：
航空發動機，航天製造業及各國空間計劃的開展，對傳統結構材料提出更高的要求，不僅要求提高其抗拉強度，還需要考慮其製造成本和使用成本。在鋁合金中添加鋰元素已經引起越來越多的研究關注，因為鋁鋰合金與傳統鋁合金如2000系和7000系相比，具有更低的密度，更高的比強度，及更高的抗損傷容限。但是鋁鋰合金的大規模商品化生產在過去的很長一段時間內都無法實現，主要原因在兩方面一，鋁鋰合金的塑韌性差；ニ，鋁鋰合金的斷裂韌性差。過去的四十年，全球範圍內都在開展改良鋁鋰合金的研究。一系列的鋁鋰合金(不同的鋰和銅元素的含量)已經研究出，並且具備更優良的加工性能。有研究發現每提高鋁鋰合金中鋰的加入量1%，可以降低合金密度3%，増加彈性模量6%。儘管鋰的加入可以有效地提高合金的性能，並且抗拉強度與鋰元素的加入量緊密相連，但是，鋰元素的加入存在極限值。當超過極限值後，合金表現出惡化的性能。Lagan和Pickens等人發現當鋰元素的加入量超過合金總重的I. 3%時,合金的屈服強度和抗拉強度都下降。當鋰元素的含量控制在I. 1-1. 3%時，合金強度達到最大值。也有研究指出，在Al-Li-Cu合金中加入Zr，Ag，Mg，及稀土元素都可以使得合金表現出強度和韌性的優異結合。正因如此，具有高Cu/Li元素比，名義合金成分為Al-6. 3Cu-l. 3Li_0.4Ag-0. 4Mg-0. 14Zr的Weldanite 049合金成功開發，其具備良好的加工性能及優異的焊接性能。有相關文獻記載型號2094合金，Cu/Li元素比約為5的鋁鋰合金，T6及T8態室溫拉伸性能為，抗拉強度568. 4Mpa和610. 9Mpa，屈服強度為518Mpa和573Mpa，延伸率分別為8. 5%和7%，而降低Cu/Li比可以有效的降低合金密度，大幅提高合金比強度性能，減輕材料總重。但提高合金中鋰元素含量影響合金的室溫塑性。主要由於提高熔煉中鋰元素含量，不可避免的造成合金氫元素含量偏高，提高合金氫脆傾向，晶界強度降低，易發生沿晶斷裂，合金塑性差。目前，國外採用高真空熔煉，延長熔煉時間，氫元素溢出熔體，降低合金氫脆傾向，但存在鋰元素易從熔體揮發，熔煉設備價格昂貴，造成合金成本偏高等問題。而採用原有氬氣保護氛圍熔煉條件，通過改善合金元素含量配比，利於合金基體共格、半共格析出相彌散分布，適當減少非共格增強相數量，増加塑性變形中位錯總滑移程，大幅提高合金塑性卻鮮有行之有效的熱處理工藝。因此研究高性能低銅鋰比鋁鋰合金，開發有效的熱處理制度改善合金的室溫強度，尤其是提高室溫塑性，對拓展鋁鋰合金應用領域至關重要。發明目的本發明的目的在於克服現有技術之不足而提供一種合金成分設計合理、製備的合金密度小、熱處理工藝簡單、熱處理後合金比強度高、室溫塑性好的超高強鋁鋰合金及熱處理工藝。
本發明ー種超高強鋁鋰合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu :4 4. 5，Li :1.3 I. 4，Mg 0. 3 O. 5,Ag :0.2 O. 4，Zr :0· 05 O. 2，餘量為 Al。本發明ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝是採用下述方案實現的按設計組分配 比取鋁鋰合金各組分，在氬氣保護下熔化後，澆注得到鑄錠，鑄錠經均勻化處理、擠壓後得到擠壓坯；將擠壓坯加熱至495°C 515°C保溫O. 5-1. 5h，水淬，然後在50°C 120°C時效3h 96h ;或者，水淬，然後150°C 200°C時效2h IOh後轉50°C 120°C時效3h 96h。本發明ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝中，所述澆注時採用水冷方式得到鑄錠。本發明ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝中，所述均勻化處理的エ藝參數為430°C 460°C保溫15h 20h+480°C 51 (TC保溫5h IOh後空冷。本發明ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝中，所述擠壓的エ藝參數為開坯溫度440°C 470°C，擠壓模具溫度430 460°C，擠壓速率為O. 2-0. 4mm/min，擠壓比為25-30。發明的優點和積極效果本發明由於採用上述組分配比，有利於控制合金化程度，尤其是大幅減少如Mn、Zn,Ti等重元素及Si、Fe雜質元素的含量，控制Cu/Li比在2. 8 3. 5，有效降低合金密度，利於合金主要增強相δ 』和Tl相大量彌散析出，保證合金室溫條件下優異的力學性能，較2094、2095、平均名義成分的Weldanite 049合金的密度都要低，材料的比強度最高可以提高2. 58%。本發明的熱處理工藝與傳統鋁鋰合金熱處理工藝重大區別在於傳統熱處理エ藝採用固溶淬火後，經高溫160°C 220°C單級時效快速析出主要強化相，獲得較高的力學性能，或雙級時效即高溫160°C 220°C時效後轉長時間低溫130°C 150°C時效，但都無法解決控制析出相長大以及晶界連續析出等問題。本發明摒棄傳統エ藝，結合理論模擬實驗數據，採用固溶後直接轉低溫短時間時效，及高溫時效後轉低溫短時間時效，對合金性能的影響主要是通過對δ 』 (Al3Li)和Tl (Al2CuLi)等強化相的影響來實現，δ 』相粒子和Tl相的尺寸、大小和分布情況直接影響合金的強度和塑性。單級低溫50°C 120°C短時時效，合金中過飽和的銅含量促進時效過程Li原子從固溶體中析出，在時效初期Al3Li即δ 』相開始長大，Li原子與空位結合加快δ 』相生長，低溫時效時形成的δ 』相極為細小，彌散。δ 』相的析出消耗了大量的Li原子，與之相結合的空位因此得到釋放。這些與Li原子結合的空位被釋放出來與銅原子結合，有利於Cu原子擴散，晶內空位濃度增加，為Tl相的析出提供了更多的非均勻形核點。合金低Cu/Li比，較高的Li含量，為溶質原子的擴散提供了高擴散通道，從而加快了低溫下Tl相的析出速度，抑制Tl相長大速度，Tl相無明顯粗化長大。同時，低溫短時間時效過程中，較高的晶內空位濃度削弱「貧空位機制」引起的無沉澱析出帶(PFZ)，晶界連續分布析出的平衡相數量銳減，細小彌散分布的δ 』相及尺寸小，數量多的Tl相對位錯運動構成的一定阻礙，合金表現為較高的強度，塑性無明顯降低。雙級時效，即高溫150°C 200°C時效轉低溫短時時效主要通過高過飽和濃度合金中Tl相在G. P區強化形核生成，高溫對Cu、Li原子擴散起促進作用，非常有利於基體Tl相形核長大，合金主要強化相Tl相彌散析出，立即轉低溫時效，有效避免Tl相晶界粗化分布。同吋，低溫50°C 120°C時效3h 96h，合金強化相δ 』相基體再析出，由於時效溫度低，時效時間短，這些S 』相質點與基體共格，非常細小，分布均勻，在加工變形過程中強烈釘扎位錯和亞晶界，増加位錯滑移時的臨界分切應力，提高合金的強塑性，並使合金變形時更加均勻，改善合金的強度及塑性。開發出能有效的控制鋁鋰合金中兩種主要增強相δ 』和Tl相的析出體積分數，並結合熱加工エ藝的合金熱處理工藝。能夠獲得理想抗拉強度和屈服強度，同時使合金的室溫塑性大幅提高Τ6態塑性由不足4%提高至10%，抗拉強度不低於630Mpa，屈服強度不低於 520Mpa。本發明的Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金克服傳統鋁鋰合金高強度但低塑性的缺點，成功在保證較高室溫拉伸強度的同時顯著提高合金室溫塑性，並且超過了傳統鋁鋰合金的性能，而且通過降低合金Cu/Li比，降低合金的密度，顯著提高合金的比強度。


附圖I為實施例1-1的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖2為實施例1-2的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖3為實施例1-3的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖4為實施例1-4的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖5為實施例2-1的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖6為實施例2_2的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖7為實施例2-3的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖8為實施例2-4的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖9為實施例3-1的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖10為實施例3-2的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖11為實施例3-3的合金試樣處理後的斷ロ形貌；附圖12為實施例3-4的合金試樣處理後的斷ロ形貌。從圖中可以看出採用單級低溫短時間時效，如實施例1-1、實施例1-2、實施例2-1、實施例3-1、實施例3-2、實施例4-1、實施例4-2的典型拉伸斷ロ掃描，斷ロ形貌表現為細層狀穿晶斷裂，斷裂面存在很多穿晶小平面，主要沿滑移帶開裂區，與塑性臺階連接，掃描形貌可見較多二次裂紋，為典型韌性穿晶斷裂，有別於合金層狀沿晶斷裂模式。合金塑性大幅提高。採用雙級時效，如實施例1-3、實施例1-4、實施例2-3、實施例2-4、實施例3_3、實施例3-4、實施例4-3、實施例4-4的典型拉伸斷ロ掃描，由於主要強化相Tl細化和彌散化分布，增強了其抑制共面滑移的能力，雖晶內難以變形，晶界弱化明顯，導致長距離滑移和剪切開裂，但在較大穿晶斷裂平面之間通過晶體扭轉，以沿晶斷裂方式連接，斷ロ形貌呈梯形混合斷裂模式；轉低溫短時間時效，析出與基體共格δ 』相及晶界無沉澱析出帶軟化，晶界面上出現明顯的韌窩，為延性沿晶斷裂。結合滑移機制和延性穿晶斷裂的塑性變形較單純沿晶斷裂相比塑性有較大提高。
具體實施方式
結合本發明的方法提供以下實施例及對比例，設計Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金,姆一個實施例及對比例處理後的鋁鋰合金性能參數見表I。實施例I :合金成分為3.97%Cu, I. 31%Li，0. 29%Mg，0. 20%Ag,0. 05%Zr，餘量為 Al。擠壓棒材採用「氬氣保護氛圍」熔煉成合金圓鑄錠，經過430°C /20h+480°C /5h的雙級均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度440°C，控制擠壓筒和擠壓模具溫度430°C，擠壓速率為O. 3mm/min，三孔擠壓成理論擠壓比為25的Φ IOmm棒材。實施例トI熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在50°C進行人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為637. 5±1. 3Mpa，屈服強度為573. 5±6. 3Mpa，延伸率為6. 52 ± O. 19%。實施例ト2 熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在100°C進行人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為638. 4±1. 9Mpa，屈服強度為510. 5±12Mpa，延伸率為
10. 2±0· 8%ο實施例ト3熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫50°C人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為570. 8±7. 4Mpa，屈服強度為 503. 5 ±26. 9Mpa，延伸率為 6. 67 ±2. 43%。實施例1-4熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫100°C人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為631. 9± I. 3Mpa，屈服強度為 553 ±4. 3Mpa，延伸率為 7. 20 ±3. 10%。實施例2 合金成分為4.28%Cu, I. 33%Li，0. 40%Mg,0. 38%Ag,0. 14%Zr，餘量為 Al。擠壓棒材採用「氬氣保護氛圍」熔煉成合金圓鑄錠，經過450°C /16h+495°C /8h的雙級均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度460°C，控制擠壓筒和擠壓模具溫度430°C，擠壓速率為O. 3mm/min，三孔擠壓成理論擠壓比為27的Φ IOmm棒材。實施例2-1熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在50°C進行人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為652. 2±2. 9Mpa，屈服強度為587. 5±3. 5Mpa，延伸率為6. 76 ± O. 94%.實施例2-2熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在100°C進行人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為665. 7±3. 9Mpa，屈服強度為570. I ±2. 8Mpa，延伸率為9. 0±0. 26%實施例2-3熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫50°C人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為593. 2±3. 8Mpa，屈服強度為 513. 5±0· 7Mpa，延伸率為 6. 82±1· 68%實施例2-4熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫100°C人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為645. 5±70Mpa，屈服強度為 612±65Mpa，延伸率為 5. 23±1· 58%實施例3 合金成分為4.48%Cu, I. 41%Li，0. 51%Mg，0. 40%Ag，0. 2%Zr，餘量為 Al。
擠壓棒材採用「氬氣保護氛圍」熔煉成合金圓鑄錠，經過460°C /15h+510°C /9h的雙級均勻化，車削周面，銑除端面。擠壓開坯溫度470°C，控制擠壓筒和擠壓模具溫度430°C，擠壓速率為O. 3mm/min，三孔擠壓成理論擠壓比為29的Φ 10棒材。實施例3-1熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在50°C進行人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為658. 8±1. IMpa，屈服強度為587. 4±6. 4Mpa，延伸率為
6.61±0. 39%.實施例3-2熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在100°C進行人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為672. 6±1. 9Mpa，屈服強度為570. 5±0. 7Mpa，延伸率為8. 2±0· 8%實施例3-3熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫50°C人工時效。時效時間96h。室溫力學性能抗拉強度為693. 2±3. 8Mpa，屈服強度為 673 ±9. 8Mpa，延伸率為 6. 98 ± O. 20%實施例3-4熱處理工藝為505°C鹽浴固溶lh，室溫水中淬火，在190°C進行人工時效7h，水冷轉低溫100°C人工時效。時效時間48h。室溫力學性能抗拉強度為702. 5±15Mpa，屈服強度為 677. 5±llMpa，延伸率為 5. 46±0· 55%。對比例I合金成為4. 59%Cu，0. 91%Li，0. 42%Mg,0. 41%Ag,0. 14Zr，0. 25Mn, 0. 25Zn,餘量為Al。對比例2合金成為5. 4%Cu, I. 3%Li，0. 4%Mg,0. 41%Ag,0. 14Zr，餘量為 Al。對比例1、2的熱處理工藝為對比例I採用單級時效180°C /16h峰值時效，對比例2採用單級時效185°C /12h峰值時效。表I本發明合金與對比合金的主要熱處理制度拉伸性能
權利要求
1.一種超高強鋁鋰合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu 4 4. 5，Li 1. 3 I. 4，Mg 0. 3 O. 5，Ag 0. 2 O. 4,Zr 0. 05 O. 2，餘量為 Al。
2.根據權利要求I所述的ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝，其特徵在於按設計組分配比取鋁鋰合金各組分，在氬氣保護下熔化後，澆注得到鑄錠，鑄錠經均勻化處理、擠壓後得到擠壓坯；將擠壓坯加熱至495°C 515°C保溫O. 5-1. 5h，水淬，然後在50°C 120°C時效3h 96h ;或者，水淬，然後150°C 200°C時效2h IOh後轉50°C 120°C時效3h 96h。
3.根據權利要求2所述的ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝，其特徵在於所述澆注時採用水冷方式得到鑄錠。
4.根據權利要求3所述的ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝，其特徵在於所述均勻化處理的エ藝參數為430°C 460°C保溫15h 20h+480°C 510°C保溫5h IOh後空冷。
5.根據權利要求4所述的ー種超高強鋁鋰合金的熱處理工藝，其特徵在幹所述擠壓的エ藝參數為開坯溫度440°C 470°C，擠壓模具溫度430 460°C，擠壓速率為O.2-0. 4mm/min,擠壓比為 25-30。
全文摘要
一種超高強鋁鋰合金，包括下述組分按重量百分比組成Cu4～4.5，Li1.3～1.4，Mg0.3～0.5，Ag0.2～0.4，Zr0.05～0.2，餘量為Al。其製備方法是按設計組分配比取鋁鋰合金各組分，在氬氣保護下熔化後，澆注得到鑄錠，鑄錠經均勻化處理、擠壓後得到擠壓坯；將擠壓坯加熱至495℃～515℃均溫0.5-1.5h，水淬後在50℃～120℃時效3h～96h；或者，水淬後150℃～200℃時效2h～10h後轉50℃～120℃時效3h～96h。本發明的Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金克服傳統鋁鋰合金高強度但低塑性的缺點，成功在保證較高室溫拉伸強度的同時顯著提高合金室溫塑性，並且超過了傳統鋁鋰合金的性能，而且通過降低合金Cu/Li比，降低合金的密度，顯著提高合金的比強度。
文檔編號C22C21/16GK102634707SQ20121014341
公開日2012年8月15日 申請日期2012年5月10日 優先權日2012年5月10日
發明者於迪爾, 劉志義, 劉燦威, 劉雄, 周璇瑋, 夏琳燕, 應普友, 李福東, 谷豔霞 申請人:中南大學