本發(fā)明屬于鋁合金加工技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金及其制備方法。

　　鋁合金主要依賴析出相的彌散強(qiáng)化，其主要析出強(qiáng)化相的熱穩(wěn)定性普遍不足，在100～150℃以上就會(huì)迅速長大而導(dǎo)致鋁合金強(qiáng)度迅速下降。超高強(qiáng)鋁合金是指強(qiáng)度650mpa以上的鋁合金，具有密度小、比強(qiáng)度高、加工性能好和耐腐蝕等突出優(yōu)點(diǎn)。隨著我國航空航天、能源交通、和國防工業(yè)等領(lǐng)域的快速發(fā)展，對(duì)高強(qiáng)又耐熱的鋁合金需求不斷增加。目前鑄造耐熱鋁合金主要是al-cu和al-si系合金，但強(qiáng)度不足(al-cu強(qiáng)度一般低于400mpa，al-si強(qiáng)度低于300mpa)。變形耐熱鋁合金選取si、mg、cu、zr、ni、mn、ti、fe等不同的添加元素，形成熱穩(wěn)定性高的新析出相，抑制回復(fù)和再結(jié)晶過程，從而提高合金的抗高溫軟化和抗蠕變性能。但這類耐熱析出相一般尺寸較大，多為非共格相，強(qiáng)化作用有限，也難以實(shí)現(xiàn)650mpa以上的高強(qiáng)度。超高強(qiáng)鋁合金一般都基于7系鋁合金(al-zn-mg-cu)開發(fā)，通過不斷提高其合金元素含量(總含量超過12～15％)來提高析出強(qiáng)化效率，目前最高強(qiáng)度可達(dá)800mpa以上，但由于主要析出相η’相熱穩(wěn)定性較差，服役溫度超過100℃即迅速長大并轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍?，?qiáng)度急劇下降，失去其超高強(qiáng)度的服役能力。

　　針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)的不足，本發(fā)明的目的在于提供一種高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金及其制備方法。

　　本發(fā)明提供一種高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金，由以下組分按重量百分比組成：zn含量為8～14％，mg含量為1.8～3％，cu含量為0.3～2％，co含量為0.2～2.0％，zr含量為0.1～0.3％，雜質(zhì)元素si含量≤0.08％，雜質(zhì)元素fe≤0.1％，其余雜質(zhì)總含量≤0.1％，其余為鋁。

　　作為一個(gè)總的發(fā)明構(gòu)思，本發(fā)明還提供所述高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金的制備方法，包括以下步驟：

　　(2)熔鑄：熔煉溫度為740～760℃，加入al、zn、cu和al-zr中間合金，扒渣靜置，在設(shè)定溫度下向熔液中添加mg、co，靜置后進(jìn)行鑄造，待完全凝固后取出鑄件；

　　(3)均勻化：在馬弗爐中進(jìn)行均勻化處理，均勻化溫度為460±50℃，時(shí)間為24～36h；

　　(5)固溶處理：熱變形后的合金進(jìn)行固溶處理，固溶退火溫度為480±50℃，時(shí)間為2～4h，隨后進(jìn)行水淬；

　　優(yōu)選的，步驟(1)中，對(duì)所述純金屬和al-zr中間合金進(jìn)行預(yù)熱，預(yù)熱溫度為120～150℃，預(yù)熱時(shí)間為1～2h。

　　a)控制熔煉溫度為740～760℃，將相對(duì)應(yīng)的純al、zn、cu金屬料以及al-zr中間合金在760℃條件下進(jìn)行熔化，電機(jī)械攪拌，隨后經(jīng)過氯氫混合氣精煉技術(shù)處理和熔體過濾；

　　b)對(duì)過濾后的熔體在730℃溫度范圍添加mg和co片，充分熔化后進(jìn)行攪拌、過濾和氯氫混合氣精煉處理，精煉后充分靜置25min以上；

　　c)當(dāng)溫度降至720℃，將充分靜置后的合金熔體進(jìn)行直接澆注、連續(xù)或半連續(xù)鑄造。

　　本發(fā)明的原理：本發(fā)明針對(duì)7系超高強(qiáng)鋁合金中主要析出強(qiáng)化相η’相容易粗化的特點(diǎn)，根據(jù)第一性原理能量學(xué)計(jì)算結(jié)果，如圖1所示，選取出co元素作為穩(wěn)定化元素，通過偏析包裹在析出相附近，降低其在鋁基體中的界面能，阻礙溶質(zhì)的進(jìn)一步擴(kuò)散，從而抑制η’相的長大粗化，能夠有效延緩合金過時(shí)效，提高合金的熱穩(wěn)定和抗應(yīng)力腐蝕性。

　　本發(fā)明提供的是一種新型超高強(qiáng)鋁合金成分及制備方法，該合金可以采用常規(guī)熔鑄方法制備，并能夠兼具超高強(qiáng)度、良好的抗應(yīng)力腐蝕性能和熱穩(wěn)定性。實(shí)驗(yàn)表明，在zn+mg+cu總含量～12％的7系合金中，添加僅0.5％的co，其抗拉強(qiáng)度基本不變(650mpa)，在150℃下時(shí)效84小時(shí)，合金強(qiáng)度仍能夠維持～600mpa的高強(qiáng)度，以峰值強(qiáng)度的92％計(jì)算，熱穩(wěn)定性提高60％。在zn+mg+cu總含量～15％的7系合金中，添加1.0％的co，抗拉強(qiáng)度可以提升至750mpa以上，熱穩(wěn)定性則提高100％，即在150℃下時(shí)效108小時(shí)，合金強(qiáng)度仍能夠維持在～700mpa的超高強(qiáng)度(峰值強(qiáng)度的92％)，且晶界析出相不連續(xù)，抗應(yīng)力腐蝕性能良好。

　　(1)本發(fā)明所提出的這種新型高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金材料，其制備流程與其他高強(qiáng)7系合金基本相同，無需增加任何新的工序，也不增加技術(shù)難度和生產(chǎn)成本。

　　(2)本發(fā)明所提出的這種新型合金成分具有創(chuàng)新性，通過計(jì)算優(yōu)選了一種穩(wěn)定化元素co，可以擇優(yōu)偏析到主要強(qiáng)化相(η’相)的界面，降低其界面能，抑制其長大粗化的動(dòng)力學(xué)過程，從而有效提高合金性能的熱穩(wěn)定性。這種創(chuàng)新的成分設(shè)計(jì)的優(yōu)勢(shì)在于，不需要設(shè)計(jì)新的析出相，其它合金元素的含量與普通7系合金無明顯差別。

　　(3)本發(fā)明所提供的這種新型合金由于引入了新的穩(wěn)定化元素co，可以放寬熱處理工藝窗口，這得益于co的偏析，提高了合金中主要析出強(qiáng)化η’相的熱穩(wěn)定性，本發(fā)明合金中150℃下峰時(shí)效強(qiáng)度可維持50小時(shí)以上，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其他7系鋁合金。

　　(4)本發(fā)明所提供的這種新型合金，可以兼顧高強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能。對(duì)于普通7系合金，往往通過不同程度的過時(shí)效處理，犧牲強(qiáng)度來提高合金抗應(yīng)力腐蝕性能，本發(fā)明由于提高了合金中析出強(qiáng)化η’相的熱穩(wěn)定性，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金內(nèi)部的晶界和晶內(nèi)析出的強(qiáng)化η’相均可以保持彌散細(xì)小，從而同時(shí)實(shí)現(xiàn)良好的抗應(yīng)力腐蝕性能和超高強(qiáng)度。

　　圖2為對(duì)比例1合金(無co)150℃時(shí)效的微觀組織：(a)時(shí)效6h；(b)時(shí)效50h。

　　圖3為本發(fā)明實(shí)例2合金(含1.0％co)經(jīng)150℃時(shí)效50h的微觀組織。

　　以下結(jié)合實(shí)例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步的說明,給出具體的實(shí)施方式和操作過程，但本發(fā)明的實(shí)施方式不限于此。

　　先將純鋁在740℃熔化，然后加入zn、cu純?cè)睾蚢l-zr中間合金，待其全部熔化后，扒渣靜置，隨后將熔液溫度控制在730℃，向熔液中添加純mg，待爐料全部熔化后，將爐溫降到720℃保溫；待爐溫穩(wěn)定后，扒去熔渣，加入四氯乙烷進(jìn)行除氣處理，除氣完成后加入覆蓋劑復(fù)蓋，然后分兩次加入鋁精煉劑精煉，于720℃下保溫后撇渣，得到精煉金屬熔液；靜置20min后，澆注至石墨模具中，進(jìn)行冷卻處理；

　　熱加工處理：將均勻化后的合金在450℃進(jìn)行熱軋，軋制累積變形量為90％，分5道次，累積變形量達(dá)到60％時(shí)進(jìn)行中間退火，退火溫度為450℃，退火時(shí)間為5min；

　　將150℃下不同時(shí)間時(shí)效處理的合金取樣，室溫拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試強(qiáng)度和延伸率，測(cè)試結(jié)果如說明書附表1所示。表1結(jié)果顯示，無co添加的對(duì)比例合金的熱穩(wěn)定性較差。150℃時(shí)效50小時(shí)，抗拉強(qiáng)度較其峰時(shí)效強(qiáng)度(650mpa)下降了～8％，為580mpa；時(shí)效108小時(shí)后，其強(qiáng)度較峰時(shí)效下降了～15％，為550mpa。對(duì)合金在150℃時(shí)效50小時(shí)后的樣品取樣，分別進(jìn)行透射電鏡組織表征，結(jié)果如圖2所示，結(jié)果顯示，合金150℃時(shí)效6小時(shí)，晶界、晶內(nèi)析出相均細(xì)小彌散；時(shí)效50小時(shí)后，晶界、晶內(nèi)析出相已發(fā)生明顯粗化，晶界出現(xiàn)連續(xù)的晶界析出相，意味著合金強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能同時(shí)降低。

　　a)控制熔煉溫度為740～760℃，將相對(duì)應(yīng)的純al、zn、cu金屬料以及al-zr中間合金在760℃條件下進(jìn)行熔化，電機(jī)械攪拌，隨后經(jīng)過氯氫混合氣精煉技術(shù)處理和熔體過濾；

　　b)對(duì)過濾后的熔體在730℃溫度范圍添加mg和co片，充分熔化后進(jìn)行攪拌、過濾和氯氫混合氣精煉處理，精煉后充分靜置25min以上；

　　c)當(dāng)溫度降至720℃，將充分靜置后的合金熔體進(jìn)行直接澆注、連續(xù)或半連續(xù)鑄造；

　　熱變形：將均勻化后的合金在450℃進(jìn)行熱軋，軋制累積變形量為90％，分5道次，累積變形量達(dá)到60％時(shí)進(jìn)行中間退火，退火溫度為450℃，退火時(shí)間為5min；

　　將150℃下經(jīng)不同時(shí)間時(shí)效處理的合金取樣，室溫拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試強(qiáng)度和延伸率，測(cè)試結(jié)果如說明書附表1所示。表1結(jié)果顯示，經(jīng)150℃下連續(xù)時(shí)效84小時(shí)后，抗拉強(qiáng)度較其峰時(shí)效強(qiáng)度(653mpa)下降～8％，為600mpa。與無co含量的對(duì)比例合金相比，實(shí)施例1合金熱穩(wěn)定性提高60％。108小時(shí)后抗拉強(qiáng)度下降～10％，為586mpa。斷后延伸率由8.9％提高到9.6％，與無co含量的對(duì)比例合金相當(dāng)。

　　將150℃下不同時(shí)間時(shí)效處理的合金取樣，室溫拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試強(qiáng)度和延伸率，測(cè)試結(jié)果如說明書附表1所示。表1結(jié)果顯示，本發(fā)明所制備合金具有超高強(qiáng)度，且熱穩(wěn)定性良好。150℃下連續(xù)時(shí)效84小時(shí)后，強(qiáng)度較其峰時(shí)效強(qiáng)度(762mpa)僅下降～4％，為732mpa，108小時(shí)后的強(qiáng)度也僅下降～8％，為698mpa。與無co含量的對(duì)比例合金相比，實(shí)施例2合金熱穩(wěn)定性提高了100％。斷后延伸率由6.5％提高到7.7％，對(duì)合金在150℃時(shí)效50小時(shí)后的樣品取樣，分別進(jìn)行透射電鏡組織表征，結(jié)果如圖3所示。圖3結(jié)果顯示，晶內(nèi)析出相仍保持細(xì)小彌散，晶界析出相開始有所粗化但仍然保持?jǐn)嚅_，沒有出現(xiàn)連續(xù)的晶界析出相，這表明該合金仍保持超高強(qiáng)度(720mpa)，且兼具良好的抗應(yīng)力腐蝕性能。

　　從上面的結(jié)果可以看到，采用本發(fā)明所述的新型合金成分，經(jīng)所述的制備工藝可實(shí)現(xiàn)抗拉強(qiáng)度750mpa以上超高強(qiáng)度，且能夠保持92％的峰值強(qiáng)度長達(dá)100小時(shí)以上、延伸率大于7.5％的高熱穩(wěn)定性超高強(qiáng)鋁合金。本發(fā)明所述的含co新型7系鋁合金材料，采用常規(guī)的熔鑄+熱變形+熱處理方法，可實(shí)現(xiàn)高熱穩(wěn)定性的750mpa級(jí)超高強(qiáng)度，并具備良好的抗應(yīng)力腐蝕性能和較好的加工成形性，這無疑將有助于拓展超高強(qiáng)鋁合金在航空航天、交通運(yùn)輸和兵器工業(yè)等眾多領(lǐng)域的應(yīng)用范圍。

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