阅读说明：本技术 一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金及制备工艺 (Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc heat-resistant alloy and preparation process thereof ) 是由 文胜平 赵志浩 聂祚仁 黄晖 高坤元 吴晓蓝 于 2019-11-01 设计创作，主要内容包括：一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金及制备工艺,属于合金材料技术领域。在铝基体加入重量百分比为：2％～4.5％Cu,0.3～0.7％Mg,0～0.6％Ag,0～0.3％Si,0.05％～0.25％Sc。制备方法：在熔炼温度为790±10℃下,将铝锭熔化,加入Al-Cu、Al-Ag、Al-Si、Al-Sc中间合金和纯镁块,待其熔化后,除气,搅拌,保温静置,浇铸并热处理。处理工艺：合金铸锭在540～570℃固溶处理12～24h后水淬至室温；然后将固溶态合金在150～175℃进行等温时效处理。本发明合金在225～250℃长时间热暴露处理能够保持较高的强度,具有良好的热稳定性。(An Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc heat-resistant alloy and a preparation process thereof, belonging to the technical field of alloy materials. The aluminum matrix comprises the following components in percentage by weight: 2 to 4.5 percent of Cu, 0.3 to 0.7 percent of Mg, 0 to 0.6 percent of Ag, 0 to 0.3 percent of Si and 0.05 to 0.25 percent of Sc. The preparation method comprises the following steps: melting the aluminum ingot at the smelting temperature of 790 +/-10 ℃, adding Al-Cu, Al-Ag, Al-Si, Al-Sc intermediate alloy and pure magnesium blocks, degassing after melting, stirring, keeping the temperature, standing, casting and carrying out heat treatment. The treatment process comprises the following steps: carrying out solution treatment on the alloy cast ingot at 540-570 ℃ for 12-24 h, and then carrying out water quenching to room temperature; and then carrying out isothermal aging treatment on the solid solution alloy at 150-175 ℃. The alloy disclosed by the invention can keep higher strength after long-time heat exposure treatment at 225-250 ℃, and has good thermal stability.)

一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金及制备工艺

技术领域

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及到一种微合金化耐热铝合金材料的制备及其热处理工艺。

技术背景

近年来，随着航空、航天等高新技术的发展，对铝合金的高温性能也提出了越来越高的要求；微合金化一直是改善合金性能并进一步开发新型铝合金的重要手段，已成为国内外材料界关注的热点。

科研人员通过向Al-Cu-Mg合金中加入一定量的Ag后，可以改变合金的时效析出序列，Ringer等人采用APFIM发现，Al-Cu-Mg合金中时效初期主要是Mg-Cu原子团簇，而Ag的加入则使时效初期形成了大量的Mg-Ag原子团簇，这些原子团簇促进了Ω相的析出。Ω相在(111)_α面上盘片状存在，由于(111)_α是铝合金的主要滑移面，所以Ω相对位错滑移起着更大的阻碍作用，从而提高合金的强度；并且Ω相具有优异的抗粗化性，可在200℃以下长期使用。

但是因为新析出相的形态大多为盘片状、板条状与基体的晶格错配度大，界面能量较高，从而造成析出相在200℃以上高温时具有较快的粗化速度，限制了高温使用性能的进一步提高。因此，国内外有人采用添加适量的Sc、Yb和Ce等稀土元素的方法来改善合金的析出相形态分布，以减小析出相与基体之间晶格错配度，从而提高耐热性。而且Al-Cu-Mg合金中添加微量稀土元素Sc，可以在较高温度下形成与基体共格的细小弥散Al₃Sc耐热相，抑制第二相晶粒长大，提高合金高温强度；同时能钉扎位错、亚结构和晶界，稳定组织结构。但Sc、Yb和Ce等元素扩散速率较低，要发挥其偏聚在析出相周围抑制其粗化的作用需要较高的温度(250℃以上)。在此温度下合金时效强化的效果很差，虽然能够得到热稳定的析出相，但合金的强度较低。

本发明是在以上技术背景基础，通过Si、Sc复合微合金化，结合合适的制备方法和热处理工艺制备出一种新型的Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc高强耐热合金。

发明内容

本发明的目的在于通过Si、Sc微合金化的方法，在最佳的基体成分及热处理工艺，发挥微合金化元素相互间的协同作用，制备出一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc高强耐热合金。

本发明所提供的Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金，其特征在于，向Al-Cu-Mg-Ag基体中加入了微量的Si和Sc，其中各元素在所述Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金中的重量百分含量为：2％～4.5％的Cu，0.3～0.7％的Mg，0～0.6％的Ag，0～0.3％的Si，0.05％～0.25％的Sc，余量为Al及不可避免的杂质。

以上所述合金元素的最佳成分范围为(重量百分比)：3.5％～4.5％的Cu，0.1％～0.3％的Si。

本发明合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：在熔炼温度为790±10℃下，先将铝锭熔化，随后加入Al-Cu、Al-Ag、Al-Si、Al-Sc中间合金和纯镁块，待其熔化后，六氯乙烷除气、搅拌，保温静置30min，使熔体中各元素成份分布均匀后进行铁模浇铸；随后进行热处理，以获得所述的合金材料。

本发明合金热处理工艺步骤包括如下(其中也包括确定最佳工艺的方法)：

(1)首先在540～570℃固溶处理12～24h，随后水淬至室温；

(2)然后将固溶态合金在150～175℃之间进行等温时效处理，其最佳时效温度是175℃左右。

(3)将175℃时效达到峰值的合金，放在225～250℃长时间热暴露，检测其高温强度与热稳定性。

本发明采用Si、Sc复合微合金化，通过上述的热处理工艺，在最佳的基础合金上发挥Si、Sc元素相互间的协同作用，可以在较低的时效温度下(150～175℃之间)使Si、Sc元素偏聚在析出相周围，抑制析出相的长大粗化或生成新的析出相，使得合金同时具有较高的强度和显著的耐热效果。如附图2、5所示，在225℃、250℃长时间热暴露时，A3号合金的硬度一直高于A1、A2号合金；且其强度在225℃850h和250℃400h以上仍然较高，可见合金具有良好的高温热稳定性。

附图说明

图1：A1、A2、A3合金在150℃等温时效后225℃热暴露的硬度曲线；

图2：A1、A2、A3合金在175℃等温时效后225℃热暴露的硬度曲线；

图3：A3合金在150℃等温时效和175℃等温时效后225℃热暴露的硬度曲线；

图4：A4、A5、A6合金在175℃等温时效后225℃热暴露的硬度曲线；

图5：A1、A2、A3合金在175℃等温时效后250℃热暴露的硬度曲线。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。

实施例1：采用石墨坩埚熔炼和铁模铸造制备合金铸锭，所用原料为纯铝、纯镁和Al-Cu、Al-Ag、Al-Si、Al-Sc中间合金。在熔炼温度为790±10℃下，先将铝锭熔化，随后加入Al-Cu、Al-Ag、Al-Si、Al-Sc中间合金和纯镁块，待其熔化后，六氯乙烷除气、搅拌，保温静置30min，使熔体中各元素成份分布均匀后进行铁模浇铸。制备了6种不同成分的Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金，通过ICP测得其实际成分，如表1所示。

表1实验合金成分

实施例2：对实例1中的A1、A2、A3合金在540℃固溶处理16h后，水淬至室温；在150℃等温时效达到峰值，随后在225℃长时间进行热暴露处理。图1给出了三种合金的维氏硬度变化曲线，从图中可以看出，随着热暴露时间的增加，A1、A2、A3号合金硬度均在下降，而A3号Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金硬度一直高于A1、A2号合金；在225℃热暴露400h仍具有较高的强度，其硬度值为114HV，比A1号合金高26HV，比A2号合金高13HV；这说明Si、Sc同时添加的高铜Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金热稳定效果十分显著。

实施例3：对实例1中的A1、A2、A3合金在540℃固溶处理16h后，水淬至室温；在175℃等温时效达到峰值，随后在225℃长时间进行热暴露处理。图2给出了三种合金的维氏硬度变化曲线，与实例2所述硬度变化类似。在热暴露处理过程中，A3号Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金硬度一直高于A1、A2号合金；在225℃热暴露850h，A1、A2、A3号合金的硬度值分别为69HV、93HV、114HV，A3号合金比A1号合金高45HV，比A2号合金高21HV。图3是A3合金在150℃等温时效达到峰值和在175℃等温时效达到峰值，随后在225℃长时间热暴露处理的硬度变化曲线。A3合金经175℃时效比150℃时效在随后的热暴露处理中具有更高的硬度值，且A3合金在175℃时效达到峰值后225℃热暴露850h的硬度值，和在150℃时效达到峰值后225℃热暴露400h的硬度值相等，均为114HV；说明经175℃时效达到峰值的状态下，同时添加Si、Sc的A3合金在225℃长时间热暴露的热稳定性更好；即同时添加Si、Sc的A3合金的最佳时效温度为175℃左右。

实施例4：对实例1中的A4、A5、A6合金在570℃固溶处理14h后，水淬至室温；在175℃等温时效达到峰值，随后在225℃长时间进行热暴露处理。如图4给出了三种合金的硬度变化曲线，从图中可以看出，A4、A5、A6号铜含量低的合金时效硬度变化曲线与实例3中A1、A2、A3号铜含量高的合金所述硬度变化曲线完全不同。225℃热暴露至10h，同时添加Si、Sc的A6合金硬度下降缓慢，具有较高的硬度；10小时后硬度快速下降，225℃热暴露1000h，硬度值为86HV，反而比单独加Sc元素的A5合金低13HV；这说明向铜含量低的Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金中同时添加Si、Sc微合金化，未起到增加热稳定性的效果。

实施例5：对实例1中的A1、A2、A3合金在540℃固溶处理16h后，水淬至室温；在175℃等温时效达到峰值，随后在250℃长时间进行热暴露处理。图5给出了三种合金的维氏硬度变化曲线，与实例2所述硬度变化类似，在热暴露处理过程中，A3号Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金硬度一直高于A1、A2号合金；在250℃热暴露400h，A1、A2、A3号合金的硬度值分别为56HV、78HV、94HV，A3号合金比A1号合金高38HV，比A2号合金高16HV。这说明向铜含量高Al-Cu-Mg-Ag合金中同时添加Si、Sc，在更高温度下仍具有良好的热稳定效果。