專利名稱：含銀和鈧的鋁鋰銅鎂鋯基合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于鋁基合金領(lǐng)域，具體地說(shuō)就是提供了一種Al-Ll-Ca-Mg-Zr-Ag-Sc合金，不需采用傳統(tǒng)的應(yīng)變時(shí)效工藝就可達(dá)到很高的強(qiáng)度，從而降低生產(chǎn)成本。
Al-Ll合金具有一系列優(yōu)異的性能，如高的比強(qiáng)度、比模量，良好的耐蝕性能，優(yōu)良的低溫性能等，是一種具有巨大潛力的新型航空航天材料，如果用Al-Ll合金代替目前使用的鋁合金，將可較大地減輕飛機(jī)、導(dǎo)彈和運(yùn)載火箭結(jié)構(gòu)零部件的質(zhì)量，從而獲得巨大的技術(shù)經(jīng)濟(jì)效益。8090Al-Ll合金是目前研究比較成熟的合金，具有低密度，中等強(qiáng)度及良好的強(qiáng)韌性配合等特點(diǎn)，其成分范圍為(重量百分比，以下均同)Ll 0.2～2.7，Cu 1.0～1.6，Mg 0.6～1.3，Zr 0.04～0.16。其主要強(qiáng)化相是δ′(Al3Ll)和S′(Al2CuMg)。δ相尺寸細(xì)小，分布彌散，顆粒間距也很小，能產(chǎn)生彌散強(qiáng)化的作用，但是δ與基體完全共格，材料受載時(shí)，位錯(cuò)較易切過(guò)δ′運(yùn)動(dòng)，產(chǎn)生強(qiáng)烈的平面滑移，導(dǎo)致合金的低塑性斷裂，S′相與基體半共格，呈板條狀存在于基體中，且兩者的滑移面不平行，材料受載時(shí)S′不易被位錯(cuò)切過(guò)，而是在其周圍形成位錯(cuò)環(huán)，從而阻止了平面滑移現(xiàn)象，即S′能有效地改善合金的強(qiáng)塑性。因而若使8090合金獲得良好的強(qiáng)塑性配合，需使合金中同時(shí)析出δ′相和S′相，但通常情況下S′相不易形核，析出十分緩慢。目前最常采用的方法是應(yīng)變時(shí)效，即在固溶后時(shí)效前對(duì)材料進(jìn)行冷變形處理而向材料中引入大量位錯(cuò)，從而大大增加S′相非均勻形核場(chǎng)所，使S′相析出數(shù)量增加。然而，這種冷變形處理并非在所有的生產(chǎn)過(guò)程中都能采用，例如在生產(chǎn)形狀復(fù)雜的制品時(shí)就不宜采用這種處理工藝，因而這就成為嚴(yán)重限制Al-Ll合金廣泛應(yīng)用的原因之一。
本發(fā)明的目的在于，提供一種與8090相近的合金，不需采用應(yīng)變時(shí)效的處理，即可獲得良好的強(qiáng)塑性配合，從而降低生產(chǎn)費(fèi)用并且擴(kuò)大合金的應(yīng)用范圍。
本發(fā)明的主要內(nèi)容是，在原8090合金的基礎(chǔ)上，加入了微量的Ag和Sc，通過(guò)Ag和Sc對(duì)δ′和S′相的影響來(lái)改善合金的性能。本發(fā)明所提供的合金成份如下Li Cu Mg Zr Ag+Sc Al2.2-2.7 1.0-1.6 0.6-1.3 0.04-0.16 0.08-0.50 余量其最佳成份范圍是Li Cu Mg Zr Ag+Sc Al2.2-2.7 1.0-1.6 0.6-1.3 0.04-0.16 0.08-0.15 余量下面分述Ag和Sc在合金中的作用。Ag可以促進(jìn)強(qiáng)化相δ′的析出，并抑制其長(zhǎng)大，從而增加合金的強(qiáng)度，Ag還可以提高δ′與基體的錯(cuò)配度，使位錯(cuò)切過(guò)δ′變得困難，另外，Ag可促進(jìn)S′的析出和均勻彌散分布，從而縮短合金在各個(gè)時(shí)效溫度下的峰值時(shí)效時(shí)間，提高了合金的峰值硬度及強(qiáng)度，Ag在合金中還可起到固溶強(qiáng)化的作用，總之Ag在合金中的加入，可以明顯地改善合金的室溫和低溫性能。Sc和Ag一樣可以促進(jìn)強(qiáng)化相δ′的析出，抑制其長(zhǎng)大，增加合金的強(qiáng)度;同時(shí)，Sc與Al，Ll結(jié)合形成Al3(Sc，Ll)的復(fù)合沉淀，增加了δ′基體的錯(cuò)配度及δ′基體的界面能，使位錯(cuò)平面滑移變得困難，另外，Sc明顯地細(xì)化了合金的晶粒，促進(jìn)S′的析出和均勻彌散分布，從而縮短合金在各個(gè)時(shí)效溫度下的峰值時(shí)效時(shí)間，提高合金的峰值硬度及強(qiáng)度，Sc在合金中也起到固溶強(qiáng)度的作用，可明顯地改善合金的室溫和低溫性能，在合金中不能加入過(guò)多或過(guò)少的Ag和Sc，加入量過(guò)少時(shí)(＜0.08%)對(duì)合金的強(qiáng)化作用不明顯，而加入量過(guò)多(＞0.5%)時(shí)并不顯著改善強(qiáng)化作用，但卻明顯增加合金的密度。下面詳述實(shí)施例。
實(shí)施例1在10kg真空感應(yīng)爐的石墨坩鍋中加入3.486kg Al，47.6gCu，4.76gZr，3.66gAg，料斗中放入27.5gMg，97gLl，抽真空加電流使原料溶化，精煉20分鐘，充入氬氣使?fàn)t內(nèi)壓力達(dá)到約400毫米汞柱高，加入Mg和Ll攪拌，最后在溫度約為750℃時(shí)將溶液澆入石墨錠模中。
鑄錠先經(jīng)490℃，18h+525℃，2h二級(jí)均勻化處理，出爐后淬入冷水中，扒去表面氧化皮后加熱至450℃保溫2h，由φ82.5mm擠壓成φ31mm棒材，然后再加熱至450℃保溫1h，熱軋由φ31mm棒至10mm板，回爐保溫20分鐘，熱軋由10mm板至4mm板，供各種實(shí)驗(yàn)用。
經(jīng)化學(xué)分析，合金成份為L(zhǎng)i Cu Mg Zr Ag Al2.56 1.32 0.66 0.08 0.11 余量各種性能參見(jiàn)表中的B合金。
實(shí)施例2在石墨坩鍋中加入3.482kgAl，47.5gCn，4.8gZr，3.66gSc，料斗中放入27.4gMg，96.84gLl，冶煉及工藝同實(shí)施例1得到4mm的板。
化學(xué)分析結(jié)果為L(zhǎng)i Cu Mg Zr Ag Al2.59 1.35 0.67 0.09 0.15 余量性能見(jiàn)表中的C合金。
在表中本發(fā)明合金的各種性能與8090合金的進(jìn)行了比較(A合金)，化學(xué)成分為L(zhǎng)i Cu Mg Zr Al2.49 1.22 0.61 0.06 余量由表中可以看到，本發(fā)明所提供的合金，不需應(yīng)變處理，雖然比重略有增加，但強(qiáng)度提高很多，明顯地改善了合金的室溫和低溫性能。
表1 合金的比重合金比重(g/cm3)A 2.541B 2.547C 2.552表2 合金的室溫拉伸性能合金時(shí)效狀態(tài)※ δb(kg/mm2) δ0.2(kg/mm2) δ(%)A 190℃16h 42.4 31.4 9.1160℃48h 42.1 32.7 7.4B 190℃10h 52.6 41.7 7.0160℃48h 55.0 42.2 6.0C 190℃10h 50.4 41.5 7.7160℃48h 53.0 43.5 7.0※時(shí)效前合金經(jīng)歷了固溶處理525℃，1h，CWQ
表3 合金的室溫及低溫拉伸性能(525℃1h，CWQ+自然時(shí)效60天)合金 測(cè)試溫度(℃) δb(kg/mm) δ0.2(kg/mm) δ(%)A 20 30.4 16.8 23.3-196 40.5 20.5 22.7B 20 39.8 26.2 15.6-196 51.2 31.5 19.6C 20 39.4 28.4 10.6-196 53.0 33.9 20.權(quán)利要求
1.一種Al-Li-Ca-Mg-Zr基合金，其特征在于合金中含有少量的Ag和Sc。
2.按權(quán)利要求1所述合金，其特征在于合金成份如下(重量百分比)Li Cu Mg Zr Ag+Sc Al2.2-2.7 1.0-1.6 0.6-1.3 0.04-0.16 0.08-0.50余量
3.按權(quán)利要求2所述合金，其特征在于其最佳成份范圍如下Li Cu Mg Zr Ag+Sc Al2.2-2.7 1.0-1.6 0.6-1.3 0.04-0.16 0.08-0.15 余量
全文摘要
本發(fā)明屬于鋁基合金領(lǐng)域，即在原有8090Al-Li合金的基礎(chǔ)上添加了少量的Ag和Sc，其成份范圍如下 Li Cu Mg2.2-2.7 1.0-1.6 0.6-1.3 Zr Ag+Sc0.04-0.16 0.08-0.50本發(fā)明不需采用傳統(tǒng)應(yīng)變時(shí)效工藝，就可達(dá)到很高的強(qiáng)度，從而降低了生產(chǎn)成本。
文檔編號(hào)C22C21/00GK1066688SQ9210615
公開日1992年12月2日 申請(qǐng)日期1992年4月27日 優(yōu)先權(quán)日1992年4月27日
發(fā)明者蔣曉軍, 李依依 申請(qǐng)人:中國(guó)科學(xué)院金屬研究所