CN106756342B - 一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金，该合金由以下各组分按重量百分比组成：Cu 3.8 wt%~4.6 wt%；Zn 2.5 wt%~3.5 wt%；Mg 0.25 wt%~0.5 wt%；Mn 0.25 wt%~0.5 wt%；Ti 0.02 wt%~0.35 wt%；Dy 0.15wt%~0.45 wt%。当元素添加含量比达到M(Cu):M(Zn):M(Mg)=(15‑20):(8‑15):(1‑3)，在三级时效(160℃/2.5~4h+180℃/5~8.0h+210℃/1.5~3h)下能依次分别对应析出主要强化相θ’(Al2Cu)、T’(Al12CuMn2)和S’(Al2CuMg)，随着时效温度和时间的增加，沉淀强化相能逐渐粗化，添加稀土元素Dy 0.15wt%~0.45 wt%可以有效抑制三种沉淀强化相的长大粗化，能更好的提高合金的强度与韧性。

Description

一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金及制备方法
技术领域
本发明涉及一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金，特别涉及一种可热处理强化的高强高韧铸造Al-Cu-Zn-Mn-Mg-Ti-Dy铝合金。
背景技术
铸造铝合金是近年来世界各国投入研究较多的一种铝合金产品。其优点是比重小、比强度高、组织各向同性，并具有良好的抗腐蚀性和铸造工艺性，可进行各种成型铸造；而且铸造铝合金还具有价格低廉，熔炼工艺和设备都比较简单，可以小批量生产也可以大批量生产的诸多优点。尤其是半固态铸造工艺，其铸造组织致密且偏析少，合金流动性好，可以更好的加入增强材料。即便如此，铸造铝合金强韧性稍逊于变形铝合金，使其应用范围受到较大的限制，变形铝合金通过挤压、轧制、锻造等手段减少了组织缺陷，许多重要用途如特种重载车负重轮、航空用铝合金等多采用变形铝合金。但对于变形铝合金来说，其设备和工装模具要求高，工序多，生产周期长、成本很高。
发明内容
本发明在传统的Al-Cu系铸造铝合金的基础上加入了特定比例的Zn、Mg元素 成为Al-Cu-Zn-Mg系合金，在合金组织中形成的主要强化相为θ(Al2Cu)、T(Al12CuMn2)和S(Al2CuMg)等，有效提高了合金的热处理强化效果。
本发明所采取的技术方案是：
一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料，其主要包括以下组分：Cu、Zn、Mg、Al。Cu、Zn、Mg三种元素的重量比例为：M(Cu):M(Zn):M(Mg) =(15-20):(8-15):(1-3)。
作为优选的，所述铝合金材料中各组分的重量百分比组成为：
Cu 3.8 wt%～4.6 wt%，
Zn 2.5 wt%～3.5 wt%，
Mg 0.25 wt%～0.5 wt%，
余量为Al。
进一步优选的，所述铝合金材料中还包括Mn元素，含量为0.25 wt%～0.5 wt%。
进一步优选的，所述铝合金材料中还包括稀土元素Dy，含量为0.15wt%～0.45wt%。
进一步优选的，所述铝合金材料中还包括Ti元素，含量为0.02 wt%～0.35 wt%。
一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料，其由以下重量百分比的组分组成：
Cu 3.8 wt%～4.6 wt%，
Zn 2.5 wt%～3.5 wt%，
Mg 0.25 wt%～0.5 wt%，
Mn 0.25 wt%～0.5 wt%，
Ti 0.25 wt%～0.35 wt%，
Dy 0.15 wt%～0.45 wt%，
余量为Al。
一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料的制备方法，包括如下步骤：
（1）以用纯Cu、Al-5%Zn中间合金、纯Mg、Al-20%Mn、Al-5%Ti中间合金和Al-10%Dy中间合金为原料，按以上所述的可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料中各组分的比例进行配料；
（2）将步骤（1）配好的材料在熔炼炉中熔炼，然后将合金熔体浇注在模具内，搅拌，冷却得到铸锭；
（3）对铸锭进行均匀固溶热处理；
（4）三级时效温度/时间：160℃/2.5～4h+180℃/5～8.0h+210℃/1.5～3h。
作为优选的，步骤（2）熔炼的温度为740℃～780℃。
作为优选的，步骤（3）均匀固溶温度/时间为：500℃～530℃/20h～30h。
本发明的有益效果是：
（1）本发明具有先进的合金设计成分，本发明在传统的Al-Cu系铸造铝合金的基础上加入了起强化效果的Zn、Mg元素，并通过不同的三级时效温度和时间控制析出的不同沉淀强化相。本发明通过元素含量配比元素含量比M(Cu):M(Zn): M(Mg) =(15-20):(8-15):(1-3)，能在铸态时共同生成θ(Al2Cu)、T(Al12CuMn2) 和S(Al2CuMg)强化相。
（2）本发明具有良好的热处理制度，通过固溶温度/时间：500℃～530℃/20h～30h，能让铸态生成的θ(Al2Cu)、T(Al12CuMn2) 和S(Al2CuMg)强化相溶到基体中，达到过饱和固溶体，再通过在三级时效(160℃/2.5～4h+180℃/5～8.0h+210℃/1.5～3h)下能依次分别对应析出主要强化相θ’(Al2Cu)、T’(Al12CuMn2) 和S’(Al2CuMg)，所以控制时效温度和时间能选择性的析出所需要的强化相。在本发明的三级时效制度下，三种强化相能分别析出，但随着温度和时间的延长，沉淀强化相会长大粗化，因此本发明在合金中加入稀土元素Dy0.15wt%～0.45 wt%，具有除氧，除氢、精炼和净化溶体的效果，有效实现替代贵重稀有金属Ag、V、Zr等的作用，添加的合理比例的稀土元素Dy能生成共晶相Al3Dy，可以促进后续时效过程中GP区生成θ’(Al2Cu)、 T’(Al12CuMn2) 和S’(Al2CuMg)的析出，能钉扎位错的运动，能使这三种强化相保持初始析出的尺寸，抑制了强化相的长大，既保证不损害合金的韧性的前提下又能明显的提高合金的强度。
本发明成分配方及制备方法所制备的半固态铸造铝合金，其抗拉强度可达480～550MPa，屈服强度可达380～440MPa，延伸率可达7.5～10%，适用于对强度和塑形要求较高的工业领域。
附图说明
图1 为热处理前后的金相显微组织（A未经过热处理；B经过热处理）；
图2 为样品拉伸曲线；
图3 为样品拉伸断口扫描图。
具体实施方式
本发明在传统的Al-Cu系铸造铝合金的基础上加入了特定比例的Zn、Mg元素 成为Al-Cu-Zn-Mg系合金，在合金组织中形成的主要强化相为θ(Al2Cu)、T(Al12CuMn2)和S(Al2CuMg)等，有效提高了合金的热处理强化效果。当熔体含Cu量较高时，在547.5℃发生L→α(Al)+θ(Al2Cu)+T(Al12CuMn2)三元共晶反应，生成θ和T为铸态合金的主要强化相，当Mg含量少于0.05%，可在507℃时生成另一主要S(Al2CuMg)相。由于添加合适元素组分含量比M(Cu):M(Zn): M(Mg) =(15-20):(8-15):(1-3)，能生成定量的θ(Al2Cu)、T(Al12CuMn2)和S(Al2CuMg)，超过含量Cu 3.8 wt%～4.6 wt%、 Mg 0.25 wt%～0.5 wt% 和Mn 0.25 wt%～0.5 wt%，生成的强化相对合金性能有脆化作用及降低耐蚀性，所以不宜添加过量元素。通过160℃/2.5～4h+180℃/5～8.0h+210℃/1.5～3h三级时效，在三个时效阶段分别生成θ’(Al2Cu)、T’(Al12CuMn2)和S’(Al2CuMg)，如若超过该时效范围，则不能起到热处理控制相析出的作用。
在添加稀土元素Dy后，能自发非均匀形核生成Al3Dy相能提高合金的强度。除此之外，随着时效温度和时间的增加，强化相θ’(Al2Cu)、T’(Al12CuMn2)和S’(Al2CuMg)会长大粗化，添加含量Dy 0.15wt%～0.45 wt%后，能钉扎位错的运动，能使这三种强化相保持初始析出的尺寸，抑制了强化相的长大，既保证不损害合金的韧性的前提下又能明显的提高合金的强度。
因此，添加元素组分含量比M(Cu):M(Zn): M(Mg) =(15-20):(8-15):(1-3)；添加稀土元素含量Dy 0.15wt%～0.45 wt%，开发出能够替代部分变形铝合金的可热处理的高强高韧铸造铝合金材料及制备方法，达到以铸代锻、缩短制造周期、降低制造成本的目的，具有重要的理论意义和重大的实际应用价值。
下面结合实施例对本发明作进一步的说明，但并不局限于此。
实施例1
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:3.8 wt%、Zn:2.5 wt%、Mg:0.25 wt%、Mn:0.25wt%、Ti:0.25 wt%、Dy:0.15 wt%、余量为Al。
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为740℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：500℃/20h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/2.5h+180℃/5h+210℃/1.5h。
实施例2
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:3.9 wt%、Zn:2.9 wt%、Mg:0.29 wt%、Mn:0.28wt%、Ti:0.28wt%、Dy:0.20 wt%、余量为Al；
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为750℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：500℃/25h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/3.0 h+180℃/6h+210℃/2.0h。
实施例3
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:4.0 wt%、Zn:3.1 wt%、Mg:0.32 wt%、Mn:0.32wt%、Ti:0.30wt%、Dy:0.25 wt%、余量为Al；
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为760℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：510℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/3.5 h+180℃/6.5h+210℃/2.5h。
实施例4
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:4.1 wt%、Zn:3.3 wt%、Mg:0.38 wt%、Mn:0.35wt%、Ti:0.32wt%、Dy:0.30 wt%、余量为Al；
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为770℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：515℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/4.0 h+180℃/7.0 h+210℃/3.0h。
实施例5
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:4.2 wt%、Zn:3.5wt%、Mg:0.45 wt%、Mn:0.40wt%、Ti:0.35wt%、Dy:0.35 wt%、余量为Al。
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为780℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：520℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/3.5 h+180℃/7.5h+210℃/2.5h。
实施例6
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:4.3 wt%、Zn:3.5wt%、Mg:0.45 wt%、Mn:0.40wt%、Ti:0.35wt%、Dy:0.35 wt%、余量为Al。
(2)将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为780℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：530℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/4.0h+180℃/8.0h+210℃/3.0h。
实施例7
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:0.5 wt%、Zn:0.5wt%、Mg:0.5wt%、余量为Al。
(2)将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为780℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：530℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/4.0h+180℃/8.0h+210℃/3.0h。
实施例8
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:2.0 wt%、Zn:1.0wt%、Mg:1.0wt%、Dy:0.15 wt%余量为Al。
(2)将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为780℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：530℃/30h。
(4)三级时效温度/时间：150℃/7.0h+120℃/3.0h+230℃/5.0h。
实施例9
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:0.5 wt%、Zn:0.5wt%、Mg:0.5wt%、Ti:0.28wt%、Dy:0.15 wt%，余量为Al。
(2)将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为780℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：530℃/30h。
(4)时效温度/时间：160℃/4.0h+180℃/8.0h+210℃/3.0h。
实施例10
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:3.8 wt%、Zn:2.5 wt%、Mg:0.25 wt%、Mn:0.25wt%、Ti:0.25 wt%、Dy:0.05 wt%、余量为Al。
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为740℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：500℃/20h。
(4)三级时效温度/时间：160℃/2.5h+180℃/5h+210℃/1.5h。
实施例11
(1)按照组成元素重量百分比取Cu:3.8 wt%、Zn:2.5 wt%、Mg:0.25 wt%、Mn:0.25wt%、Ti:0.25 wt%、Dy:0.15 wt%、余量为Al。
(2) 将上述材料在熔炼炉中进行高温熔炼，温度为740℃，直至熔融为止，将合金熔体浇注在圆柱不锈钢模具内，随后水冷成为铸锭；
(3) 对铸锭进行均匀固溶热处理，均匀固溶温度/时间：500℃/20h。
(4) 时效温度/时间：130℃/4.0h+180℃/1.0h。
上述的可热处理强化的高强高韧铸造Al-Cu-Zn-Mn-Mg-Ti-Dy铝合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率如下：
抗拉强度(MPa) 屈服强度(MPa) 延伸率(%)
实施例1 482.4 383.0 7.5
实施例2 494.7 387.3 7.8
实施例3 518.9 415.4 8.8
实施例4 531.6 423.3 9.5
实施例5 540.1 429.5 9.8
实施例6 548.7 438.1 10.1
实施例7 367.4 301.2 6.2
实施例8 380.5 329.3 5.6
实施例9 374.8 308.7 6.0
实施例10 375.5 306.5 6.3
实施例11 360.1 299.0 5.8
由上表可知，本发明成分配方及制备方法所制备的半固态铸造铝合金，其抗拉强度可达480～550MPa，屈服强度可达380～440MPa，延伸率可达7.5～10%，适用于对强度和塑形要求较高的工业领域。
以上实施例仅为介绍本发明的优选案例，对于本领域技术人员来说，在不背离本发明精神的范围内所进行的任何显而易见的变化和改进，都应被视为本发明的一部分。

Claims (4)

1.一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料由以下重量百分比的组分组成：
其制备方法包括如下步骤：
(1)按上述各组分的比例进行配料；
(2)将步骤(1)配好的材料在熔炼炉中熔炼，然后将合金熔体浇注在模具内，搅拌，冷却得到铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理；
(4)三级时效温度/时间：160℃/2.5～4h+180℃/5～8.0h+210℃/1.5～3h。
2.一种可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)按权利要求1所述的可热处理强化的高强高韧铸造铝合金材料各组分的比例进行配料；
(2)将步骤(1)配好的材料在熔炼炉中熔炼，然后将合金熔体浇注在模具内，搅拌，冷却得到铸锭；
(3)对铸锭进行均匀固溶热处理；
(4)三级时效温度/时间：160℃/2.5～4h+180℃/5～8.0h+210℃/1.5～3h。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)熔炼的温度为740℃～780℃。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)均匀固溶温度/时间为：500℃～530℃/20h～30h。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109112372A (zh) * 2018-10-17 2019-01-01 合肥月煌新型装饰材料有限公司 一种高强度耐磨铝合金材料及其制备方法
CN110527883B (zh) * 2019-09-18 2021-06-29 江苏集萃精凯高端装备技术有限公司 一种含Cu-Mn-Mg的耐高温铸造铝合金及其制备方法
CN113005376B (zh) * 2021-02-10 2022-04-19 北京科技大学 一种超强高韧Al-Zn-Mg-Cu铝合金的固溶-时效热处理工艺

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3598577A (en) * 1967-08-23 1971-08-10 Aluminum Co Of America Aluminum base alloy
FR2971793B1 (fr) * 2011-02-18 2017-12-22 Alcan Rhenalu Demi-produit en alliage d'aluminium a microporosite amelioree et procede de fabrication
CN105803272B (zh) * 2016-03-31 2017-12-15 广东省材料与加工研究所 一种高强韧铸造铝合金及其制备方法

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