一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金及其变形热处理工艺
技术领域
1.本发明涉及铝合金材料技术领域，更具体地说，它涉及一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金及其变形热处理工艺。
背景技术：2.耐热铝合金主要是指在150℃以上长时或者短时稳定使用的材料，具有密度低、成本低、综合力学性能优异等特点。耐热铝合金在航空航天领域被广泛使用，其主要使用温度区间范围为200-250℃。常见的耐热铝合金有al-si系、al-cu-mg系和al-cu-mn系，al-si系是不可热处理强化铝合金，而al-cu-mg系和al-cu-mn系都是属于可热处理强化铝合金，可通过调控析出相来改善材料的性能。
3.对于传统的耐热铝合金，最常见的使用状态是t6态(固溶处理+人工时效处理)，其主要思路是通过合金元素来形成大量的析出相，以达到时效析出强化的目的。而对于al-cu-mn系的耐热铝合金主要是通过θ'相(al2cu)和耐高温的t相(al
20
cu2mn3)来实现较好的室温和耐热性能。
4.为了让室温性能和耐热性能兼得，现有技术中通过增加cu元素的含量或者加入其它形成强化相的元素，例如：mg、li、ag等，增加强化相的密度，然而在获得较高性能的同时也使得材料的成本急剧增加。而且由于元素之间的相互作用，会导致调控工艺更加复杂。近期，大量的研究结果发现添加微量的sc、zr、er等稀土元素，使材料的性能大幅度提高。加入微量稀土元素可以形成l12相，如al3x相，x＝sc、zr、er等，l12相尺寸小，而且l12相本身也具有较好的耐热性能，对材料的室温和耐热性能都有提高。l12相还可以作为θ'相的形核位点，增加θ'相的数量密度。不仅如此，稀土元素还可以偏聚在θ'相/al基体的界面上，提高θ'相的耐热性能，最终提高材料的耐热性能。然而，耐热铝合金中稀土元素的加入量有限，加入稀土元素后对材料的室温和耐热性能的提升效果有待进一步提升。
技术实现要素：5.为解决现有技术中的不足，本发明的目的是提供一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金及其变形热处理工艺，能够进一步改善al-cu-mn系耐热铝合金的室温和耐热性能。
6.本发明的上述技术目的是通过以下技术方案得以实现的：
7.第一方面，提供了一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金，由以下组分组成：
8.质量百分比为4.0％的cu；
9.质量百分比为0.8％的mn；
10.质量百分比为0～0.2％的sc；
11.以及，余量为al。
12.优选的，由以下组分组成：
13.质量百分比为4.0％的cu；
14.质量百分比为0.8％的mn；
15.质量百分比为0.1％的sc；
16.以及，余量为al。
17.优选的，由以下组分组成：
18.质量百分比为4.0％的cu；
19.质量百分比为0.8％的mn；
20.质量百分比为0.2％的sc；
21.以及，余量为al。
22.本发明中sc元素的添加，对晶粒细化有明显作用，随着sc含量的增加，铸锭的晶粒尺寸逐渐减小；且使得al-cu-mn合金的室温和耐热性能进一步地提高，主要原因是sc元素的添加使得θ'相的尺寸减小、密度增加及热稳定性提高，使得θ'相对层状界面的钉扎作用增加，层状界面的回复程度减少，材料的整体热稳定性增加。
23.此外，本发明中的3种al-cu-mn耐热铝合金在室温时层状界面组织有较高的位错密度，具有良好的屈服和抗拉强度；在200℃热暴露100h后的组织仍然保持层状界面，具有较好的热稳定性。
24.第二方面提供了一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金的变形热处理工艺，包括热处理工艺和大变形工艺；
25.所述大变形工艺具体为：
26.将固溶处理后的样品在室温下进行冷轧变形，得到最终的耐热铝合金。
27.优选的，所述冷轧变形的下压量为90％。
28.优选的，所述热处理工艺具体为：
29.s1：将铸锭在495
±
5℃的温度下进行均匀化处理，随后空冷；
30.s2：再将均匀化后的材料进行整体加热，保证材料内外温度达到460
±
5℃，从炉中取出，进行锻造，终锻温度保证在360
±
5℃以上，将锻造完成的锻件进行水冷；
31.s3：最后将锻件在540
±
5℃下进行固溶处理，取出后水冷。
32.优选的，所述均匀化处理的保温时长为24h。
33.优选的，所述固溶处理的保温时长为6h。
34.优选的，所述铸锭采用金属模或沙模浇铸成型。
35.本发明中的al-cu-mn耐热铝合金在室温时和200℃热暴露100h后强化机制都为：位错强化，细晶强化，析出强化,固溶强化。位错强化和细晶强化是90％冷轧过程中引入的，大量位错和晶界可以阻碍位错的运动，从而提高材料的强度。析出强化主要是前期热处理过程中析出的t相和热暴露过程中析出的θ'相对位错运动的阻碍作用，导致材料的强度增加。固溶强化表现方式为固溶在al基体中的cu、mn和sc溶质原子对位错的阻碍作用。
36.与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
37.1、本发明提出的一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金，利用简单cu、mn、sc元素，以较低的成本达到良好的室温和耐热性能，具有显著的经济效益和工业价值；
38.2、本发明采用大变形的方式引入大量位错且将晶粒细化至纳米级，保证材料在200℃～250℃温度下保持着优异的性能；
39.3、本发明加入微量的sc元素，热处理过程中析出al3sc相，使得al-cu-mn-sc合金的室温性能较al-cu-mn合金有所提高。
40.4、本发明加入一定量的mn元素，形成了耐高温的t相，同时使得θ'相的尺寸减小及热稳定性提高，使得θ'相的强化效果增加，对层状界面的钉扎作用增加，组织粗化速度减小。相比al-cu合金，al-cu-mn合金的耐热性能有所提高。
41.5、本发明加入微量的sc元素，使得θ'相的尺寸减小、密度增加及热稳定性提高，使得θ'相的强化效果增加，对层状界面的钉扎作用增加，组织粗化速度较小。相比于不含sc元素的al-cu-mn合金，al-cu-mn-sc合金的耐热性能进一步提高。
附图说明
42.此处所说明的附图用来提供对本发明实施例的进一步理解，构成本技术的一部分，并不构成对本发明实施例的限定。在附图中：
43.图1是本发明实施例1-3中的铸锭组织扫描电镜图；
44.图2是本发明实施例1-3中冷轧90％后在200℃和300℃下热暴露100h的样品的室温拉伸性能图；
45.图3是本发明实施例1-3中冷轧90％后样品组织的透射电子显微镜图像；
46.图4是本发明实施例1-3中冷轧90％后继续在200℃下热暴露100h的样品组织的透射电子显微镜图像；
47.图5是本发明实施例1和2中冷轧90％后继续在200℃下热暴露1h～200h的样品的室温拉伸性能图；
48.图6是本发明实施例1和2中冷轧90％后继续在250℃下热暴露1h～100h的样品的室温拉伸性能图。
具体实施方式
49.为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，下面结合实施例和附图，对本发明作进一步的详细说明，本发明的示意性实施方式及其说明仅用于解释本发明，并不作为对本发明的限定。
50.实施例1：
51.al-4cu-0.8mn合金的成分(质量百分比)：4.0％cu，0.8％mn，余量为al。铸锭由常规的砂型铸造方式制成，将铸锭在扫描电镜下进行组织分析，由图1的(a)图可以看出晶粒附近存在网状的析出相。将φ115mm的圆柱形铸锭材料在495
±
5℃的温度下保温24小时，随后拿出空冷；再将材料进行整体加热，保证材料内外温度达到460
±
5℃，从炉中取出，锻造成一个30mm厚的长方体，终锻温度保证在360
±
5℃以上，将锻造完成的锻件进行水冷；最后将锻件进行540
±
5℃恒温6h，取出后水冷。
52.热处理后的样品沿着30mm厚的方向，在室温下进行轧制，总变形量为90％，最终的到3mm厚的板材。对冷轧90％后的样品在透射电子显微镜下进行表征，由图3可以看出，其组织为纳米层状结构。通过垂直于轧制方向的截距法，统计了至少500个界面，测出其平均层间距为78nm。将冷轧后的板材和进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线如图2所示，其拉伸性能总结于表1。冷轧后的板材分别在200℃下热暴露1～200小时、250℃下热暴
露1～100小时和300℃下热暴露100小时，取出后空冷，在室温下进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线分别展示在图5左图，图6左图和图2中，其拉伸性能分别总结于表2中。200℃热暴露100小时的组织图如图4所示，该合金仍然保持纳米层状界面，其平均界面间距为122nm。
53.实施例2：
54.al-4cu-0.8mn-0.1sc合金的成分(质量百分比)：4.0％cu，0.8％mn，0.1％sc，余量为al。铸锭由常规的砂型铸造方式制成，将铸锭在扫描电镜下进行组织分析，由图1的(b)图可以看出晶粒附近也存在网状的析出相，但其晶粒尺寸比实施例1中的晶粒尺寸小。将铸锭按照实施例1中相同的热处理规程进行处理，热处理后的样品同样冷轧90％。对冷轧90％后的样品在透射电子显微镜下进行表征，由图3可以看出，其组织为纳米层状结构，测出其平均层间距为55nm。将冷轧后的板材和进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线如图2所示。其拉伸性能总结于表1，从中可以看出al-4cu-0.8mn-0.1sc合金比实施例1中的al-4cu-0.8mn合金屈服强度提升了13mpa，抗拉强度提升了23mpa。冷轧后的板材分别在200℃下热暴露1～200小时、250℃下热暴露1～100小时和300℃下热暴露100小时，取出后空冷，在室温下进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线分别展示在图5右图，图6右图和图2中，其拉伸性能分别总结于表3中。从中可以看出al-4cu-0.8mn-0.1sc合金比实施例1中的al-4cu-0.8mn合金屈服强度和抗拉强度都有提升。200℃热暴露后，屈服强度提升了37～58mpa，约11～20％；抗拉强度提升了24～46mpa，约6～14％。250℃热暴露后，屈服强度提升了23～35mpa，约8～12％；抗拉强度提升了25～34mpa，约8～10％。300℃热暴露后，屈服强度提升了19mpa，约26％；抗拉强度提升了12mpa，约7％。200℃热暴露100小时的组织图如图4所示，该合金仍然保持纳米层状界面，其平均界面间距为90nm，较实施例1中的组织更细。从中可以看出添加0.1％sc元素之后，材料的耐热性能具有较大的提升。
55.实施例3：
56.al-4cu-0.8mn-0.2sc合金的成分(质量百分比)：4.0％cu，0.8％mn，0.19％sc，余量为al。铸锭由常规的砂型铸造方式制成，将铸锭在扫描电镜下进行组织分析。从图1的(c)图可以看出晶粒附近也存在网状的析出相，但其晶粒尺寸比实施例1和实施例2中的晶粒尺寸都小。将铸锭按照实施例1中相同的热处理规程进行处理。热处理后的样品同样冷轧90％。对冷轧90％后的样品在透射电子显微镜下进行表征，由图3可以看出，其组织为纳米层状结构，测出其平均层间距为62nm。将冷轧后的板材和进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线如图2所示。其拉伸性能总结于表1，从中可以看出al-4cu-0.8mn-0.2sc合金与实施例2中的al-4cu-0.8mn-0.1sc合金屈服强度相当，但抗拉强度降低了13mpa。冷轧后的板材在200℃和300℃热暴露100小时，取出后空冷，在室温下进行拉伸试验，拉伸速度为6.5
×
10-4
s-1
，拉伸曲线如图2所示。其拉伸性能总结在表4中，从中可以看出al-4cu-0.8mn-0.2sc合金比实施例2中的al-4cu-0.8mn-0.2sc合金屈服强度和抗拉强度相当。
57.对比例1：zl201合金成分(质量百分比)为：4.5-5.3％cu，0.6-1.0％mn，0.15-0.35％ti，余量为al。性能测试状态为t5态，室温拉伸性能如表1中所示。本发明中实施例2的屈服强度较对比例1提升了约88％，抗拉强度提升了约30％。
58.对比例2：zl205a合金成分(质量百分比)为：4.6-5.3％cu，0.3-0.5％mn，0.15-0.35％ti，0.05-0.2％zr，0.05-0.3％v，0.15-0.25％cd余量为al。低压铸造的样品室温拉
伸性能如表1中所示。本发明中实施例2的屈服强度较对比例2提升了约206％，抗拉强度提升了约57％。
59.对比例3：al
–
cu
–
mn
–
mg合金成分(质量百分比)为：5.8％cu，0.3％mn，0.2％mg，余量为al。其t6态的样品室温拉伸性能如表1中所示。本发明中实施例2和实施例3的屈服强度较对比例3提升了约66％，抗拉强度提升了约5.4％。其200℃热暴露100h的拉伸性能如表5所示。本发明中实施例2的屈服强度较对比例3提升了约158％，抗拉强度提升了约42％。
60.对比例4：al
–
4cu
–
1.25mn合金成分(质量百分比)为：4.17％cu，1.25％mn，余量为al。它的加工工艺为固溶处理后，液氮冷轧至90％。其200℃热暴露100h的拉伸性能如表5所示，本发明中实施例2的屈服强度较对比例4提升了约14％，抗拉强度提升了约22％。其250℃热暴露100h的拉伸性能如表6所示，本发明中实施例2的屈服强度较对比例4提升了约33％，抗拉强度提升了约47％。
61.表1实施例1-3的样品冷轧90％和对比例中的拉伸性能
[0062][0063]
表2实施例1的样品200℃～300℃热暴露后的拉伸性能
[0064][0065]
表3实施例2的样品200℃～300℃热暴露后的拉伸性能
[0066][0067]
表4实施例3的样品200℃和300℃热暴露100h后的拉伸性能
[0068][0069]
表5实施例1-3和对比例中的样品200℃热暴露100h后的拉伸性能
[0070][0071]
表6实施例1、2和对比例中的样品250℃热暴露100h后的拉伸性能
[0072][0073]
由以上的实验数据可以得知，通过本发明中的冷轧变形和加入微量sc元素的方法可以将al-cu-mn合金的性能进一步地提升。可以实现以低成本和冷轧变形这种简单的处理方式达到比其他al-cu-mn系耐热合金更好的室温和耐热性能。
[0074]
以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限定本发明的保护范围，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
技术特征：1.一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金，其特征是，由以下组分组成：质量百分比为4.0％的cu；质量百分比为0.8％的mn；质量百分比为0～0.2％的sc；以及，余量为al。2.根据权利要求1所述的一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金，其特征是，由以下组分组成：质量百分比为4.0％的cu；质量百分比为0.8％的mn；质量百分比为0.1％的sc；以及，余量为al。3.根据权利要求1所述的一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金，其特征是，由以下组分组成：质量百分比为4.0％的cu；质量百分比为0.8％的mn；质量百分比为0.2％的sc；以及，余量为al。4.如权利要求1-3任意一项所述的一种含微量sc元素的al-cu-mn系耐热铝合金的变形热处理工艺，其特征是，包括热处理工艺和大变形工艺；所述大变形工艺具体为：将固溶处理后的样品在室温下进行冷轧变形，得到最终的耐热铝合金。5.根据权利要求4所述的变形热处理工艺，其特征是，所述冷轧变形的下压量为90％。6.根据权利要求4所述的变形热处理工艺，其特征是，所述热处理工艺具体为：s1：将铸锭在495
±
5℃的温度下进行均匀化处理，随后空冷；s2：再将均匀化后的材料进行整体加热，保证材料内外温度达到460
±
5℃，从炉中取出，进行锻造，终锻温度保证在360
±
5℃以上，将锻造完成的锻件进行水冷；s3：最后将锻件在540
±
5℃下进行固溶处理，取出后水冷。7.根据权利要求6所述的变形热处理工艺，其特征是，所述均匀化处理的保温时长为24h。8.根据权利要求6所述的变形热处理工艺，其特征是，所述固溶处理的保温时长为6h。9.根据权利要求6所述的变形热处理工艺，其特征是，所述铸锭采用金属模或沙模浇铸成型。
技术总结本发明公开了一种含微量Sc元素的Al-Cu-Mn系耐热铝合金及其变形热处理工艺，涉及铝合金材料技术领域，其技术方案要点是：由以下组分组成：质量百分比为4.0％的Cu；质量百分比为0.8％的Mn；质量百分比为0～0.2％的Sc；以及，余量为Al。本发明通过冷轧变形和加入微量Sc元素的方法可以将Al-Cu-Mn合金的性能进一步地提升，实现以低成本和冷轧变形的简单处理方式达到比其他Al-Cu-Mn系耐热合金更好的室温和耐热性能。耐热性能。耐热性能。
技术研发人员：黄天林 黄小愉 吴桂林 陈思琦 黄晓旭
受保护的技术使用者：重庆大学
技术研发日：2022.07.20
技术公布日：2022/11/1
