含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金及其制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種含鈧高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金及其制備方法，屬于有色金屬材料技術(shù)領(lǐng)域。
【背景技術(shù)】
[0002]Al-Cu-Mg合金由于具有較低的密度、較高的強(qiáng)度、良好的耐熱性能與成型工藝性，廣泛應(yīng)用于汽車、船舶、建筑及航空航天等領(lǐng)域。隨著高技術(shù)的不斷發(fā)展，對(duì)結(jié)構(gòu)材料提出越來(lái)越高的性能要求，傳統(tǒng)鋁合金已不能滿足部分高科技領(lǐng)域在力學(xué)性能與加工性能等方面的要求。然而，稀土元素Sc微合金化是目前改善A1合金組織同時(shí)提高合金性能較為經(jīng)濟(jì)、有效的方法，從而引起學(xué)者的廣泛關(guān)注。
[0003]鋁合金中添加稀土元素Sc的有益作用主要與形成的Al3Sc顆粒有關(guān)。Al3Sc顆粒包括在均勻化、熱乳或熱擠壓等高溫過(guò)程形成的Al3Sc彌散相與在時(shí)效過(guò)程形成的Al3Sc析出相。在本發(fā)明中含有均勻化與熱乳工藝，因此Al3Sc彌散相可以在上述工藝中充分形核析出。但是由于Al3Sc析出相的時(shí)效溫度(300?350°C)介于Al-Cu-Mg合金均勻化處理溫度(480?490°C)與時(shí)效處理溫度(175?205°C)之間，因此經(jīng)過(guò)常規(guī)熱處理的含鈧Al-Cu-Mg合金很難形成Al3Sc析出相，因而鋁合金中添加Sc的有益作用受到很大限制。
[0004]對(duì)于Al-Cu-Mg系合金在時(shí)效之前進(jìn)行預(yù)變形處理可以使得亞穩(wěn)的GPB區(qū)與S”相在位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)處形核，因而促進(jìn)了從GPB區(qū)或S”相向主要時(shí)效強(qiáng)化相S’相的轉(zhuǎn)變，使得合金中析出細(xì)小、均勻分布的時(shí)效強(qiáng)化相，進(jìn)而提高了合金的性能。
[0005]通過(guò)已發(fā)表的相關(guān)文獻(xiàn)資料發(fā)現(xiàn)，常見(jiàn)Al-Cu-Mg系合金的抗拉強(qiáng)度低于500MPa，因此有必要通過(guò)一系列熱處理開(kāi)發(fā)具有更高強(qiáng)度的Al-Cu-Mg合金。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明的目的在于提供一種含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金及其制備方法，該合金具有較高的強(qiáng)度同時(shí)具有良好的延伸率，其使用設(shè)備簡(jiǎn)單，制備方法簡(jiǎn)便。
[0007]為了解決上述技術(shù)問(wèn)題，本發(fā)明提出的一種含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金，由下列合金元素及其質(zhì)量百分含量組成:銅:3.0?5.0% ;鎂:2.5?3.5% ;鈧:0.05?0.20 % ;鋯:0.1?0.4 % ;余量為鋁；合金T6狀態(tài)下室溫拉伸強(qiáng)度達(dá)588MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)560MPa，延伸率為9.6%,屈強(qiáng)比達(dá)0.96。
[0008]制備上述含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金的制備方法，包括以下步驟:
[0009]步驟一、以質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的招錠、質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的銅錠、質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的鎂錠、Al-2wt.%Sc中間合金和Al-5wt.%Zr中間合金為恪煉原料，按所述鋁錠、銅錠、鎂錠、Al-2wt.% Sc中間合金錠和A1 -5wt.% Zr中間合金錠的質(zhì)量比為(0.8?0.9):(0.03?0.05):(0.01 ?0.03):(0.03?0.1):(0.02?0.08)，采用電磁感應(yīng)熔煉方法熔煉合金，熔煉溫度控制在680?720°C，并在真空氣氛下，澆鑄于預(yù)熱至200°C的模具中，自然空冷成鑄錠；
[0010]步驟二、將步驟一所得到的鑄錠車銑加工為20mm厚的板材，然后放置于箱式電阻爐內(nèi)依次在345?355°C下進(jìn)行預(yù)處理8h，在475?485°C下進(jìn)行均勻化處理20h ；
[0011]步驟三、將均勻化處理后的板材首先進(jìn)行450°C溫度下預(yù)熱2h，然后在450°C溫度下乳制至6.0mm厚乳板，在400 °C下中間退火2h，自然冷卻至室溫，最后，冷乳至2.9mm厚的乳板；
[0012]步驟四、將2.9mm厚的乳板在500°C進(jìn)行l(wèi)h固溶處理，然后在室溫水中進(jìn)行淬火處理冷卻至室溫，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間為10?15s，之后將乳板繼續(xù)冷乳為2.0mm厚，乳制處理時(shí)間15min至60min;
[0013]步驟五、將步驟四乳制獲得的2.0mm厚的乳板在溫度為190°C下進(jìn)行峰時(shí)效處理，得到含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金。
[0014]與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)在于:使用設(shè)備簡(jiǎn)單，制備方法簡(jiǎn)便、易操作，所制得的含鈧Al-Cu-Mg-Zr合金經(jīng)過(guò)預(yù)處理后，含有數(shù)量密度較大、分布較為均勻的二次Al3(Sc,Zr)顆粒。T6狀態(tài)下，合金主要強(qiáng)化相數(shù)量密度較大、尺寸較細(xì)小、分布較為均勻，合金T6狀態(tài)下室溫拉伸強(qiáng)度達(dá)588MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)560MPa，延伸率為9.6%，屈強(qiáng)比高達(dá)0.96。與成分相當(dāng)?shù)拿绹?guó)商用2024合金經(jīng)過(guò)-80°C低溫乳制后T6狀態(tài)下的拉伸性能相比，本發(fā)明的合金在保持較高延伸率的同時(shí)，抗拉強(qiáng)度提高了 7.5%，屈服強(qiáng)度提高了 11.4%。
【附圖說(shuō)明】
[0015]圖1(a)是對(duì)比例1制得的含鈧的Al-Cu-Mg-Zr合金均勻化處理后的透射照片；
[0016]圖1(b)是本發(fā)明實(shí)施例1所制得的含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金均勻化處理后的透射照片；
[0017]圖2(a)是對(duì)比例2時(shí)效處理后析出相的暗場(chǎng)像透射照片；
[0018]圖2(b)是圖2(a)照片的放大圖；
[0019]圖2(c)是本發(fā)明實(shí)施例1時(shí)效處理后析出相的暗場(chǎng)像透射照片；
[0020]圖2(d)是圖2(c)照片的放大圖；
[0021]圖3(a)是本發(fā)明實(shí)施例1和對(duì)比例1-4所制得的含鈧的Al-Cu-Mg-Zr合金的抗拉強(qiáng)度性能圖；
[0022]圖3(b)是本發(fā)明實(shí)施例1和對(duì)比例1-4所制得的含鈧的Al-Cu-Mg-Zr合金的屈服強(qiáng)度性能圖；
[0023]圖3(c)是本發(fā)明實(shí)施例1和對(duì)比例1-4所制得的含鈧的Al-Cu-Mg-Zr合金的屈強(qiáng)比性能圖。
【具體實(shí)施方式】
[0024]下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明技術(shù)方案作進(jìn)一步詳細(xì)描述，所描述的具體實(shí)施例僅對(duì)本發(fā)明進(jìn)行解釋說(shuō)明，并不用以限制本發(fā)明。
[0025]實(shí)施例1:
[0026]制備一種含鈧的高強(qiáng)高韌的Al-Cu-Mg-Zr合金，包括以下步驟:
[0027]步驟一、以質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的招錠、質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的銅錠、質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.9wt.%的鎂錠、Al-2wt.5Sc和Al-5wt.Zr中間合金為熔煉原料，按鋁錠、銅錠、鎂錠、Al-2wt.% Sc中間合金錠和Al-5wt.%Zr中間合金錠的質(zhì)量比為85:4:2:5:4，采用電磁感應(yīng)熔煉方法熔煉合金，熔煉溫度控制在700°C，并在真空氣氛下，澆鑄于預(yù)熱至200°C的模具中，自然空冷成鑄錠；
[0028]步驟二、將步驟一所得到的鑄錠車銑加工為20mm厚的板材;然后將該板材放置于箱式電阻爐內(nèi)依次在溫度350°C下進(jìn)行預(yù)處理8h、在480°C下進(jìn)行均勻化處理20h;
[0029]步驟三、將均勻化處理后的板材首先進(jìn)行450°C溫度下預(yù)熱2h，然后在450°C溫度下乳制