具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝，通過(guò)微合金化并實(shí)施較低溫度及大變形量的擠壓工藝，破碎細(xì)化微合金第二相，增大合金組織性能的熱穩(wěn)定性，又不降低合金的疲勞性能。同時(shí)，控制合金時(shí)效進(jìn)程在S’相析出的早期階段，由于S’相具有優(yōu)異的強(qiáng)化效果及足夠的韌度和變形能力，在滿足合金高強(qiáng)度及熱穩(wěn)定性要求的同時(shí)還使得合金具有優(yōu)良的抗疲勞性能。此外，時(shí)效前施加預(yù)拉伸變形可以引入位錯(cuò)作為能量陷阱，不僅使得第二相彌散析出，而且位于位錯(cuò)陷阱中的析出相具有高的熱穩(wěn)定性。從而，同時(shí)提高合金在高于500MPa強(qiáng)度條件下的組織性能熱穩(wěn)定性與疲勞性能，滿足耐熱鋁合金石油鉆桿材料對(duì)性能的要求。
【專利說(shuō)明】具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種鋁合金及熱處理工藝，具體是指一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝；通過(guò)微合金化同時(shí)獲得高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝；屬于有色金屬材料【技術(shù)領(lǐng)域】。
【背景技術(shù)】
[0002]鋁合金作為石油鉆桿材料具有一系列的優(yōu)勢(shì)，比如:密度小，大幅度減小鉆機(jī)負(fù)荷，以及鋁合金作為鉆桿材料具有天然的抗H2S和CO2腐蝕的本征性能，等等。這些優(yōu)勢(shì)可以使鋁合金鉆桿材料更加適用于深井和超深井的鉆探作業(yè)。而正是由于深井和超深井下的高達(dá)20(TC的溫度環(huán)境，要求鋁合金鉆桿材料不僅具有高強(qiáng)度，而且其組織和性能在200°C的溫度環(huán)境下還要具有高的熱穩(wěn)定性。同時(shí)，鋁合金鉆桿鉆進(jìn)過(guò)程承受的是一個(gè)周期性載荷，因此還要求它兼具優(yōu)良的抗疲勞性能。在強(qiáng)度條件下，組織及性能的熱穩(wěn)定性與疲勞性能的統(tǒng)一是耐熱鋁合金石油鉆桿材料必須解決的問(wèn)題。
[0003]然而對(duì)于鋁合金而言，在高強(qiáng)度條件下組織性能的熱穩(wěn)定性與疲勞性能是一對(duì)矛盾的性能。CN101082115B公開了一種通過(guò)將Al-Cu-Mg合金組織控制在G.P.區(qū)范圍內(nèi)，以求實(shí)現(xiàn)組織熱穩(wěn)定性與疲勞性能的同時(shí)提高。但是，該專利技術(shù)獲得的合金強(qiáng)度是~470MPa左右的中等強(qiáng)度，無(wú)法滿足鋁合金石油鉆桿要求的高強(qiáng)度性能O 500MPa)。該合金組織性能的熱穩(wěn)定性也只能在135°C以下實(shí)現(xiàn)，無(wú)法達(dá)到200°C的高溫條件。王恒(粉末冶金材料科學(xué)與工程，2012，Vol.17 ，N0.5，p639_644)通過(guò)預(yù)變形及峰值時(shí)效使得2D12鋁合金的強(qiáng)度達(dá)到503MPa，但合金的拉伸延伸率降低到了 6.4%。王建華(熱加工工藝，2001年第2期，P13)通過(guò)預(yù)變形及峰值時(shí)效使得2618鋁合金的強(qiáng)度達(dá)到468MPa，但合金的拉伸延伸率降低到了 4.4%。如此低的延伸率，嚴(yán)重降低了合金的疲勞性能，無(wú)法實(shí)現(xiàn)高于500MPa強(qiáng)度條件下的組織性能熱穩(wěn)定性與疲勞性能的同時(shí)提高，以滿足鋁合金石油鉆桿材料的要求。
[0004]因此，有必要采取措施實(shí)現(xiàn)Al-Cu-Mg合金在高于500MPa強(qiáng)度條件下的組織性能熱穩(wěn)定性及抗疲勞性能的同時(shí)提高。這對(duì)于該合金作為鉆桿材料應(yīng)用于深井和超深井的石油鉆探具有重要的應(yīng)用價(jià)值。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0005]本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)之不足而提供一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金及熱處理工藝，通過(guò)微合金化及熱處理工藝，使得到的鋁合金室溫強(qiáng)度高于500MPa,同時(shí)獲得高的組織性能熱穩(wěn)定性及抗疲勞性能。
[0006]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金，所述合金包括下述組分按重量百分比組成:
[0007]Cu 3.8-4.9%,
[0008]Mg 1.2-1.8%,
[0009]Mn 0.3-0.9%,[0010]Ti 0.05-0.20%,
[0011]Ni 0.10-0.50%,
[0012]Fe 0.30-0.70%,
[0013]Si 0.30-0.70%，余量為 Al ;其中 Fe/Ni ≠ 1。
[0014]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，包括下述步驟:取組分配比滿足設(shè)計(jì)要求的鋁合金鑄錠進(jìn)行均勻化處理后，加熱、擠壓，得到擠壓材，將擠壓材進(jìn)行固溶處理后水淬，然后，于120°C _185°C人工時(shí)效2~20小時(shí)；或
[0015]固溶處理水淬后12小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行預(yù)拉伸變形，然后于120°C _185°C人工時(shí)效2~20小時(shí)。
[0016]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述鋁合金鑄錠包括下述組分按重量百分比組成:
[0017]Cu 3.8-4.9%,
[0018]Mg 1.2-1.8%，
[0019]Mn 0.3-0.9%，
[0020]Ti 0.05-0.20%,
[0021]Ni 0.10-0.50%,
[0022]Fe 0.30-0.70%,
[0023]Si 0.30-0.70%，余量為 Al ;其中 Fe/Ni ≠ 1。
[0024]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述均勻化處理的工藝參數(shù)為:460-490°C保溫12-36小時(shí)。
[0025]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述擠壓的工藝參數(shù)為:擠壓溫度:360-410℃，擠壓比為20-27。
[0026]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述固溶處理的工藝參數(shù)為:505°C _515°C保溫0.5~1小時(shí)。
[0027]本發(fā)明一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述預(yù)拉伸變形的變形量為0-8%。
[0028]本發(fā)明由于采用上述組分配比及熱處理工藝，采用低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg系鋁合金，通過(guò)加入適量的Fe、Si、Ni、Ti、Mn合金元素進(jìn)行微合金化，以及適當(dāng)降低錠坯擠壓溫度、加大錠坯擠壓變形量，實(shí)現(xiàn)破碎細(xì)化Fe、Si、Ni、Ti、Mn合金相的目的；使合金獲得高度破碎細(xì)化的Fe、Si、Ni、Ti、Mn合金相及彌散析出的S，強(qiáng)化相組織，利用破碎細(xì)化的Fe、Si、N1、Ti、Mn合金相增大合金組織性能的熱穩(wěn)定性,又不降低合金的疲勞性能，實(shí)現(xiàn)合金在高于500MPa強(qiáng)度條件下的組織性能熱穩(wěn)定性與疲勞性能的統(tǒng)一提高。同時(shí)，在合金的時(shí)效階段控制時(shí)效進(jìn)程，將合金時(shí)效析出控制在S’相析出的早期階段，而非傳統(tǒng)工藝(粉末冶金材料科學(xué)與工程，2012，Vol.17, N0.5，p639_644)將時(shí)效工藝控制在峰值時(shí)效階段。研究表明，早期析出的過(guò)渡相具有相當(dāng)?shù)淖冃文芰Γ菀妆换莆诲e(cuò)切割變形，而峰值時(shí)效態(tài)的過(guò)渡相難以被位錯(cuò)切割變形，位錯(cuò)只能繞過(guò)該過(guò)渡相。這樣，析出早期階段的S’相不僅具有優(yōu)異的強(qiáng)化效果和通常的組織性能熱穩(wěn)定性、滿足合金高強(qiáng)度及熱穩(wěn)定性的要求，而且還具有足夠的韌度和變形能力，可以被位錯(cuò)切割，有利于疲勞過(guò)程中位錯(cuò)在交變應(yīng)力作用下的往復(fù)滑移，而使得合金具有優(yōu)良的抗疲勞性能。固溶處理水淬后12小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行0%-8%拉伸變形，可以利用預(yù)拉伸變形引入的位錯(cuò)作為第二相析出的陷阱，不僅使得第二相彌散析出，而且位于位錯(cuò)陷阱中的第二相具有高的熱穩(wěn)定性。從而，同時(shí)提高合金在高于500MPa強(qiáng)度條件下的組織性能熱穩(wěn)定性與疲勞性能，滿足耐熱鋁合金石油鉆桿材料對(duì)性能的要求。
[0029]本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果:
[0030]1、本處理方法得到的合金的常規(guī)室溫拉伸強(qiáng)度比低Fe、Si含量及未加N1、Ti元素的2D12合金高。
[0031]2、本處理方法得到的合金的常規(guī)室溫拉伸延伸率比低Fe、Si含量及未加N1、Ti元素的2D12合金高。[0032]3、經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的熱暴露后，本處理方法得到的合金抗拉強(qiáng)度比比低Fe、Si含量及未加N1、Ti元素的2D12合金的高。
[0033]4、本處理方法使合金在IO7周次下的疲勞強(qiáng)度達(dá)到280MPa。而低Fe、Si含量及未加N1、Ti元素的2D12合金在220MPa下只有6.2X IO5周次的疲勞壽命。
[0034]綜上所述，本發(fā)明是一種通過(guò)加入Fe、S1、Mn、Ni和Ti微合金元素，采用大擠壓比擠壓工藝破碎細(xì)化Fe、S1、Mn、N1、Ti合金相，提高合金組織性能熱穩(wěn)定性；在固溶時(shí)效階段，采用控制合金時(shí)效析出至早期階段的熱處理工藝，使合金獲得彌散細(xì)小、且具有韌性和變形能力的S’強(qiáng)化相。從而，使合金具有比常規(guī)狀態(tài)更加優(yōu)異的室溫抗拉性能、更高的組織性能熱穩(wěn)定性及更高的抗疲勞性能。特別適于作為石油鉆桿材料的使用。
【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0035]圖1是經(jīng)微合金化的鋁合金在應(yīng)力比為0.1的交變載荷下的S-N曲線。
[0036]圖2 (a)是本發(fā)明實(shí)施例1的合金經(jīng)過(guò)4%預(yù)拉伸變形+185°C /2小時(shí)時(shí)效的透射電鏡組織。
[0037]圖2(b)是對(duì)比例I的原始組織，即未實(shí)施微合金化的合金經(jīng)過(guò)4%預(yù)拉伸變形+190°C /8小時(shí)峰值時(shí)效的透射電鏡組織。
[0038]圖3 (a)是本發(fā)明實(shí)施例1的合金經(jīng)過(guò)200°C /500h熱暴露后的TEM組織，即實(shí)施微合金化及4%預(yù)拉伸變形+185°C /2小時(shí)時(shí)效的試樣，經(jīng)過(guò)200°C /500h熱暴露后的組織。。
[0039]圖3 (b)是對(duì)比例I的合金經(jīng)過(guò)200°C /500h熱暴露后的TEM組織，即未實(shí)施微合金化+4%預(yù)拉伸變形+190°C /8小時(shí)峰值時(shí)效的試樣，經(jīng)過(guò)200°C /500h熱暴露后的組織。
[0040]圖1中顯示，經(jīng)微合金化及施加預(yù)變形試樣在1.0X IO7循環(huán)周次下的疲勞強(qiáng)度達(dá)到了 280MPa，經(jīng)微合金化及未加預(yù)變形試樣在6.0X IO6循環(huán)周次下的疲勞強(qiáng)度也達(dá)到了220MPa。而沒有經(jīng)過(guò)微合金化的對(duì)比例I的峰值時(shí)效態(tài)試樣，在220MPa的載荷下的疲勞壽命只有6.2 X IO5周次。
[0041]比較圖2(a)和(b)可知，對(duì)比例2的合金中，S’相的密度更大，這是由其峰值時(shí)效所導(dǎo)致的。
[0042]比較圖3(a)和(b)可知，相對(duì)本發(fā)明試驗(yàn)合金，經(jīng)過(guò)200°C /500h熱暴露后，未進(jìn)行微合金化的對(duì)比例I合金中的S’相粗化速率快、彌散度變小，而本發(fā)明試驗(yàn)合金經(jīng)過(guò)熱暴露后的組織仍然保持相對(duì)細(xì)小彌散。
【具體實(shí)施方式】[0043]下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步說(shuō)明。
[0044]實(shí)施例1 (T8態(tài)):
[0045]將合金成分為:4.10%Cu, 1.27%Mg, 0.47%Mn, 0.10%Ti, 0.2%Ni,0.5%Fe,0.5%Si,余量為Al的鋁合金錠坯于490°C保溫12小時(shí)進(jìn)行均勻化處理后，在410°C下采用27的擠壓t匕，將錠坯擠壓成材，隨后在505°C固溶I小時(shí)并水淬，預(yù)拉伸變形為4%，在185°C時(shí)效2小時(shí)后的室溫拉伸力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為555MPa，屈服強(qiáng)度為472MPa，延伸率為14% ；200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為437MPa，屈服強(qiáng)度為381MPa，延伸率為10%。在280MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到1.25X 107。
[0046]實(shí)施例2 (T8態(tài)):
[0047]將合金成分為:3.80%Cu, 1.80%Mg, 0.90%Mn, 0.15%Ti, 0.10%Ni,0.70%Fe,0.70%Si,余量為Al的鋁合金錠坯于460°C保溫36小時(shí)進(jìn)行均勻化處理后，在380°C下采用20的擠壓比，將錠坯擠壓成材，隨后在510°C固溶0.5小時(shí)并水淬，施加4%的預(yù)拉伸變形，然后在150°C時(shí)效12小時(shí)后的力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為541MPa，屈服強(qiáng)度為437MPa，延伸率為16% ;200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為434MPa，屈服強(qiáng)度為396MPa，延伸率為13%。在350MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到5.0XlO50
[0048]實(shí)施例3 (T8態(tài)):
[0049]將合金成分為:4.90%Cu, 1.20%Mg, 0.30%Mn, 0.05%Ti, 0.35%Ni，0.30%Fe,0.30%Si，余量為Al的鋁合金錠坯于475°C保溫24小時(shí)進(jìn)行均勻化處理后，在360°C下采用27的擠壓比，將錠坯擠壓成材，隨后在515°C固溶50分鐘并水淬，施加8%的預(yù)拉伸變形，然后在120°C時(shí)效20小時(shí)后的力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為542MPa，屈服強(qiáng)度為463MPa，延伸率為15% ;200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為447MPa，屈服強(qiáng)度為382MPa，延伸率為9%。在280MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到
1.0XlO70
[0050]實(shí)施例4 (T8態(tài)):
[0051]將合金成分為:4.3%Cu, 1.5%Mg, 0.4%Mn, 0.15%Ti, 0.50%Ni,0.50%Fe,0.50%Si,余量為Al的鋁合金錠坯于480°C保溫30小時(shí)進(jìn)行均勻化處理后，在400°C下采用25的擠壓t匕，將錠坯擠壓成材，隨后在500°C固溶I小時(shí)并水淬，預(yù)拉伸變形量為2%，然后在160°C時(shí)效4小時(shí)后的力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為552MPa，屈服強(qiáng)度為471MPa，延伸率為14% ；200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能為:抗拉強(qiáng)度為441MPa，屈服強(qiáng)度為379MPa，延伸率為11%。在300MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到5.3X106。
[0052]實(shí)施例5 (T6態(tài)):
[0053]將合金成分為:4.41%Cu, 1.56%Mg, 0.47%Mn, 0.20%Ti, 0.20%Ni，0.50%Fe,0.50%Si，余量為Al的鋁合金錠坯于490°C保溫20小時(shí)進(jìn)行均勻化處理后，在410°C下采用27的擠壓t匕，將錠坯擠壓成材，隨后在505°C固溶I小時(shí)并水淬，預(yù)拉伸變形為0%，在180°C時(shí)效3小時(shí)后的室溫拉伸力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為531MPa，屈服強(qiáng)度為407MPa，延伸率為16.5% ；200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為434MPa，屈服強(qiáng)度為377MPa，延伸率為13%。在220MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到5.2X 106。
[0054]對(duì)比例I (無(wú)N1、Ti微合金化):[0055]將合金成分為:4.21%Cu, 1.46%Mg, 0.5%Mn, 0.15%Fe,0.20%Si，余量為 Al 的鋁合金擠壓管材，在495°C固溶I小時(shí)并水淬，預(yù)拉伸變形量為4%，經(jīng)過(guò)190°C /6小時(shí)峰值時(shí)效后的力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為503MPa，屈服強(qiáng)度為487MPa，延伸率為6.4% ;200°C下熱暴露500小時(shí)后的室溫拉伸性能為:抗拉強(qiáng)度為426MPa，屈服強(qiáng)度為378MPa，延伸率為9%。在220MPa應(yīng)力水平和應(yīng)力比為0.1的交變載荷下，疲勞周次達(dá)到6.2 X IO5。
[0056]對(duì)比例2 (2618合金):
[0057]將合金成分為:2.63%Cu, 1.59%Mg, 0.15%Mn, 1.ll%Fe, 1.08%Ni,0.13%Si,
<0.l%Ti, < 0.l%Zn，余量為Al的鋁合金擠壓棒材，鋸切成IOmm厚的板狀試樣，在535°C固溶20分鐘并水淬，預(yù)拉伸變形量為16%，經(jīng)過(guò)200°C /3.5小時(shí)峰值時(shí)效后的力學(xué)性能達(dá)到:抗拉強(qiáng)度為468MPa，屈服 強(qiáng)度為417MPa，延伸率為4.4% ;200°C下熱暴露140小時(shí)后的室溫硬度值下降約15%。
【權(quán)利要求】
1.一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金，所述合金包括下述組分按重量百分比組成:
Cu 3.8-4.9%,
Mg 1.2-1.8%,
Mn 0.3-0.9%,
Ti 0.05-0.20%,
Ni 0.10-0.50%,
Fe 0.30-0.70%, Si 0.30-0.70%，余量為 Al ;其中 Fe/Ni 關(guān) I。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，包括下述步驟:取組分配比滿足設(shè)計(jì)要求的鋁合金鑄錠進(jìn)行均勻化處理后，加熱、擠壓，得到擠壓材，將擠壓材進(jìn)行固溶處理后水淬，然后，于120°C _185°C人工時(shí)效2~20小時(shí)；或 固溶處理水淬后12小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行預(yù)拉伸變形，然后于120°C _185°C人工時(shí)效2~20小時(shí)。.
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，所述鋁合金鑄錠包括下述組分按重量百分比組成:
Cu 3.8-4.9%,
Mg 1.2-1.8%,
Mn 0.3-0.9%,
Ti 0.05-0.20%,
Ni 0.10-0.50%,
Fe 0.30-0.70%, Si 0.30-0.70%，余量為 Al ;其中 Fe/Ni 關(guān) I。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，其特征在于:所述均勻化處理的工藝參數(shù)為:460-490°C保溫12-36小時(shí)。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，其特征在于:所述擠壓的工藝參數(shù)為:擠壓溫度:360-41 (TC，擠壓比為20-27。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，其特征在于:所述固溶處理的工藝參數(shù)為:505°C _515°C保溫0.5~I小時(shí)。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的一種具有高的熱穩(wěn)定性和抗疲勞性能的鋁合金的熱處理工藝，其特征在于:所述預(yù)拉伸變形的變形量為0-8%。
【文檔編號(hào)】C22C21/16GK103469037SQ201310381833
【公開日】2013年12月25日 申請(qǐng)日期:2013年8月28日 優(yōu)先權(quán)日:2013年8月28日
【發(fā)明者】劉志義, 林茂, 陳來(lái), 王恒, 夏鵬 申請(qǐng)人:中南大學(xué)