可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金

摘要

本发明公开一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金及其制备方法，该合金通过采取较高的Zn、Mg含量，Sc与Zr复合微合金化并辅加微量稀土元素Er和/或Yb，进而实现增加共晶相比例、细化晶粒组织、抑制枝晶生长和改变合金凝固方式的目的、从而降低合金热裂倾向和显著改善合金的铸造性能。合金成分为：Zn 7.0～8.0％，Mg 1.5～2.5％，Cu 1.4～2.0％；Mn：0.2～0.5％；Sc0.15～0.25％；Zr 0.10～0.20％；Er和/或Yb 0.1～0.3％，余为Al。该铸态合金通过长时变温均匀化、强化固溶处理和时效处理可以获得优良的强韧性能，可用于生产屈服强度在500MPa以上、延伸率大于5％的铝合金铸件，也可用作超高强变形铝合金的替代材料。

权利要求

1.一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金，其特征在于，其合金成分以重量百分比计，该合金成分为：Zn 7.0～8.0％，Mg 1.5～2.5％，Cu1.4～

2.0％，Mn 0.2～0.5％，Sc 0.19～0.25％，Zr 0.10～0.20％，Er和/或Yb 0.1～0.3％，余为Al，并采取熔炼、铸造和热处理工艺制备。

2.根 据 权利 要 求1所 述 的 一 种可 作 为 超高 强 铸 造 铝合 金 使 用 的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr--RE合金，其特征在于，在所述的热处理过程中，均匀化处理与固溶处理连续进行，均匀化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，第一阶段保温温度为450～460℃，第二阶段保温温度为455-465℃，第三阶段保温温度为

465～475℃，然后快速水淬，三个阶段的保温时间总共为24-48h，第一阶段保温时间、第二阶段保温时间和第三阶段保温时间之比为10∶2∶1。

3.根 据 权利 要 求1所 述 的 一种 可 作 为 超高 强 铸 造 铝合 金 使 用 的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr--RE合金，其特征在于，在所述的熔炼过程中，合金熔炼是在覆盖剂或惰性气体保护的条件下进行。

说明书

可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE

合金

技术领域

[0001] 一种可用于生产超高强铝合金铸件的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金及其制备方法，属于高性能铸造铝合金材料及其加工技术领域。技术背景

[0002] 超高强铝合金具有密度低、强度高、热加工性能好等优点，已成为航空航天工业中主要的结构材料，在民用飞机上的使用量已达到结构材料重量的50％以上。近年来随着航空航天、舰船、兵器工业的快速发展，超高强铝合金的需求量亦不断扩大，同时在材料强韧性和加工成形性能两方面都提出了越来越高的要求。目前高强高韧铝合金主要包括2XXX和7XXX系列传统变形铝合金，以及在其基础上发展起来的粉末冶金铝合金、喷射成型铝合金、铝基复合材料、超塑性铝合金等。作为高强高韧铝合金中最重要分支之一的超高强铝合金(抗拉强度500MPa以上)，其主体是Al-Zn-Mg-Cu系(7×××系)的部分铝合金，另外也包括利用添加特殊元素法、PM法、SF法、复合增强法等制造的特种铝合金。 [0003] Al-Zn-Mg-Cu系铝合金是典型的也是目前使用量最大的超高强铝合金，该类合金的主要特点可以概括为：合金化程度高、结晶温度范围宽和铸态组织塑性低。以7075合金为例，其结晶温度范围高达158℃(635～477℃)，是所有系列变形铝合金中结晶范围最宽的铝合金，糊状凝固区过大导致合金凝固末期补缩不充分、析出气体难以上浮排除和热、冷裂倾向偏大等弊端。由于铸造成形性能较差，常规铸造条件下缩松、气孔等缺陷难以避免，因此目前Al-Zn-Mg-Cu系高强度变形铝合金均为锻造和轧制件，一般情况下不能通过常规铸造方法直接获得高性能复杂部件。实际生产中变形铝合金必须通过后续挤压、轧制、锻造等手段减少铸造缺陷、细化组织和提高致密度。

[0004] 随着超高强铝合金应用领域的不断扩大，一些重要的铝合金铸件也迫切需要实现提高承载能力和减重的双重目的，迫切需要开发性能接近变形铝合金性能的超高强铝合金铸件。由于现有的高强韧铝合金基本以Al-Cu系合金为主，其中强度最高的ZL205A合金其极限抗拉强度亦很难突破500MPa，与变形铝合金相比，仍存在强韧性不足的问题。近年来国内采用变形铝合金制备铝合金铸件的研究屡见报道，但仍处于实验室研究阶段，而且大多集中在挤压铸造和半固态触变成形研究，由于7XXX系变形铝合金的热加工特性和较高的时效处理工艺要求，所以在研究的进一步深入和应用研究推广方面都存在诸多需要解决的问题，尤其是对于大型复杂铸件，采用挤压铸造和半固态触变成形工艺所带来的成本高，工艺实现难度大等问题日益凸显，因此开发出能够替代变形铝合金的超高强铸造铝合金材料及其铸造成形工艺，达到以铸代锻、对于扩大超高强铝合金应用范围，具有重要的现实意义。

[0005] Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金作为时效强化合金，η(MgZn2)和T(Al2Mg2Zn3)是该类合金中的主要强化相，η相和T相在Al中的溶解度很大，且随温度升降而剧烈变化， 因此该合金的强韧性受热处理工艺的影响较大。基体析出相、晶间析出相、晶界无析出带和抑制再结晶化合物的大小、分布及均匀性最终决定了合金的力学性能，因此成分确定后，而实现合金组织最优化控制的主要途径便是采纳合适的热处理工艺。

发明内容

[0006] 本发明的目的在于提供一种可作为铸造合金使用的超高强铝合金材料，通过优化合金成分并采用Sc，Zr，Er和/或Yb复合微合金化，同时配以合理的热处理制度，使得所开发合金在铸造条件下可获得接近超高强Al-Zn-Mg-Cu系变形铝合金的性能。 [0007] 本发明的再一个目的在于提供一种制备可作为铸造合金使用的超高强铝合金材料的方法。

[0008] 为实现上述目的，本发明采取如下的技术方案：

[0009] 一种可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金，其组成成分和重量百分比(wt.％)为：锌(Zn)7.0～8.0，镁(Mg)1.5～2.5，铜(Cu)1.4～2.0，锰(Mn)0.2～0.5，锆(Zr)0.1～0.2，钪(Sc)0.15～0.25，铒(Er)和/或钇(Yb)0.10～0.30，铝(Al)余量，并采取熔炼、铸造和热处理工艺制备。

[0010] 为保证本发明合金的综合力学性能，推荐采用高纯原料，熔炼用坩埚与工具应避免采用铁质材料以避免Fe、Si元素的溶入。合金熔炼过程中推荐采用覆盖剂或惰性气体进行熔体保护的条件下进行。

[0011] 本发明合金为宏合金化时效强化形铝合金，较同类变形合金而言，对铸态合金的热处理工艺有十分严格的要求。在均匀化退火和固溶时效处理等环节都有其特殊性。针对本发明合金，其合金铸件的均匀化处理与固溶处理合二为一，总保温时间一般为24-48小时，加热温度范围为450～475℃。

[0012] 本发明合金必须采取变温均匀化和强化固溶处理，整个过程为连续三阶段变温处理，均匀化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，第一阶段保温温度为450～460℃，第二阶段保温温度为455～465℃，第三阶段为465-475℃，三个阶段的保温时间长度比一般为10∶2∶1，总时间视铸件平均厚度而定，一般为24～48h。 [0013] 本发明合金的成分设计及热处理制度建立的依据如下：

[0014] 现有Al-Zn-Mg-Cu系变形铝合金的共性问题是结晶温度范围宽、枝晶生长趋势强、常规铸态组织塑性低。其中糊状凝固区过大和共晶组织含量少导致合金凝固末期补缩不充分、且析出气体难以上浮排除，造成合金热、冷裂倾向偏大等问题，上述问题是Al-Zn-Mg-Cu系变形铝合金不适于作为铸造合金使用的根本所在。为了改善合金的铸造性能，同时不削弱合金的强韧性能，必须通过合金成分调整和后续热处理等措施来改善合金的铸造性能，同时发挥该类合金的强韧性能优势。

[0015] 对于Al-Zn-Mg-Cu系合金，提高Zn、Mg含量可以增加合金组织中共晶相的生成量，在一定程度上可以提高合金凝固后期的补缩能力，因此本发明合金采用相对较高的Zn、Mg含量，一方面是保证合金的强度指标，另一方面即是适当增加共晶相的含量。锰(Mn)元素作为铝合金常用元素而采用，可以提高合金的强度和抗腐 蚀性能。

[0016] 凝固组织晶粒细化是改善合金熔体流动性能、提高合金凝固补缩能力、降低合金热裂倾向的重要手段。在人们已经发现的各种铝合金细化剂中，钪是最有效的细化元素，尤其在Al-Mg系和Al-Zn-Mg-Cu系合金上Sc的强烈细化作用得以充分的体现。近年来复合微合金化处理可以进一步细化合金凝固组织，同时可以降低每种元素的加入量，尤其是对于昂贵元素Sc，复合添加可以显著降低合金材料成本。本发明采用钪(Sc)锆(Zr)复合添加，获得一定细化程度的铸态组织，在此基础上，将成本低廉、具有较好细化效果、净化作用和抗腐蚀性的稀土元素铒(Er)和钇(Yb)引入，形成钪(Sc)锆(Zr)铒(Er)或钇(Yb)的三元或四元复合，以期形成同铝基体更加匹配的复合粒子，增大异质形核的密度和析出强化的作用，同时也可以进一步降低同等合金化效果下的微合金化元素临界成分。 [0017] 本发明合金在熔炼过程中可以通入氩气进行保护或者采用专用覆盖剂，防止合金被氧化。在合金熔炼和浇注过程中，要从各个环节注意避免Fe、Si等杂质元素的混入。合金铸件或铸锭的均匀化处理应采用高温长时变温均匀化，以减少晶界共晶相及粗大第二相，避免过烧。固溶处理采取高温短时强化固溶处理，原则是在保证合金不发生过烧情况下尽可能采用较高的固溶温度。

[0018] 一种制备可作为超高强铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr-RE合金的方法，该方法包括以下的步骤：

[0019] (1)原料配制：以纯金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、Al-Sc中间合金、Al-Zr中间合金、Al-Er中间合金和Al-Yb中间合金作为原料，按Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金成分的重量百分比：Zn 7.0～8.0％，Mg 1.5～2.5％，Cu1.4～2.0％，Mn∶0.2～0.5％，Sc 0.15～0.25％，Zr 0.10～0.20％，Er和/或Yb 0.1～0.3％，进行备料。 [0020] (2)合金熔炼：将金属铝、纯金属镁、纯金属锌、Al-Mn中间合金、Al-Sc中间合金、Al-Zr中间合金及Al-Er中间合金，和/或Al-Yb中间合金在覆盖剂或惰性气体保护的条件下进行熔炼，熔炼温度为780℃-790℃；保温时间15～20min；再采用底吹氩气进行精炼，精炼时间一般为5～10min。

[0021] (3)浇注合金铸件或试样：精炼之后静止15～20min后浇注合金铸件或试样，浇注温度为730℃～740℃；浇铸模具为金属型模具或树脂砂型模具，金属型模具预热温度为150～300℃；

[0022] (4)对合金铸件或试样进行热处理：先对合金铸件或试样连续进行均匀化处理及固溶处理，均匀化处理为第一阶段保温和第二阶段保温，固溶处理为第三阶段保温，整个均匀化处理及固溶处理时间为24h～48h，第一阶段保温温度为450～460℃，保温20～40h，第二阶段保温温度为455～465℃，保温时间4～8h，第三阶段保温温度为465～475℃，保温时间2～4h，固溶处理之后进行水淬；之后立即进行时效处理，以获得超高强铸造铝合金铸件或试样。

[0023] 在本发明的方法中，在所述的步骤(2)中，所使用的覆盖剂的成分和含量为50wt％KCl、40wt％MgCl2和10wt％CaF2。

[0024] 在本发明的方法中，在所述的步骤(1)中，所使用的Al-Mn中间合金的含量为8-12wt％Mn，余量为Al；Al-Sc中间合金的含量为1-3wt％％Sc，余量为Al；Al-Zr中间合金的含量为3-5wt％Zr，余量为Al；Al-Er中间合金的含量为8-12wt％Er，余量为Al；Al-Yb中间合金的含量为8-12wt％Yb，余量为Al。

[0025] 本发明的优点为：

[0026] 本发明的合金通过采取较高的Zn、Mg含量，Sc与Zr复合微合金化并辅加微量稀土元素Er和/或Yb，进而实现增加共晶相比例、细化晶粒组织、抑制枝晶生长和改变合金凝固方式的目的、从而降低合金热裂倾向和显著改善合金的铸造性能。该铸态合金通过长时变温均匀化、强化固溶处理和时效处理可以获得优良的强韧性能，可用于生产屈服强度在500MPa以上、延伸率大于5％的铝合金铸件，也可用作超高强变形铝合金的替代材料。 附图说明

[0027] 与常规7XXX系变形合金相比，本发明合金在同样的凝固条件下，合金铸态组织得以显著细化，热裂倾向大幅度降低，具体见附图。

[0028] 附图1为实施例合金1与常规7055合金(Al-7.3Zn-2.2Mg-1.6Cu-0.2Mn-0.2Zr)的铸态组织对比照片，其中，a)为7055合金(Al-7.3Zn-2.2Mg-1.6Cu-0.2Mn-0.2Zr)的铸态组织照片(金属型模具浇注，模具温度150℃)；b)为本发明实施例1的合金的铸态组织照片(金属型模具浇注，模具温度150℃)。

[0029] 附图2为本发明合金与常规7055铝合金凝固热裂倾向的比较照片，其中，a)为常规7055合金照片；b为本发明合金实施例1的合金的照片。

具体实施方式

[0030] 合金典型实施例1

[0031] Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE合金，其化学成分(wt.％)为：锌(Zn)7.2、镁(Mg)1.7、铜(Cu)1.6、锰(Mn)0.3、锆(Zr)0.15、钪(Sc)0.21、铒(Er)0.15，铝(Al)余量。 [0032] 合金典型实施例2

[0033] Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE合金，其化学成分(wt.％)为：锌(Zn)7.5、镁(Mg)2.1、铜(Cu)1.8、锰(Mn)0.4、锆(Zr)0.14、钪(Sc)0.19、钇(Yb)0.15、铝(Al)余量 [0034] 合金典型实施例3

[0035] Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Sc-Zr-RE合金，其化学成分(wt.％)为：锌(Zn)7.9、镁(Mg)2.4、铜(Cu)1.9、锰(Mn)0.3、锆(Zr)0.18、钪(Sc)0.20、铒(Er)0.10、钇(Yb)0.10、铝(Al)余量

[0036] 制备：

[0037] (1)原料配制：铝(Al)、镁(Mg)和锌(Zn)以纯金属形式加入，合金元素锰 [0038] (Mn)、钪(Sc)、锆(Zr)、铒(Er)和钇(Yb)均以Al基中间合金形式加入； [0039] (2)合金熔炼：采用电阻炉和石墨坩埚，熔炼时待金属料(纯铝及其中间合金Al-10Mn、Al-2Sc、Al-4Zr、Al-10Er和Al-10Yb)大部分熔化后加入覆盖剂(50％KCl+40％MgCl2+10％CaF2)，待合金料全部熔化后不断搅拌，金属镁和锌用铝箔包覆后最后压入；为充分熔解中间合金中已有的粗大金属间化合物粒子，熔炼温度定为780℃；保温时间15min；采用底吹氩气进行精炼，精炼时间5min，充分静止(15min)后浇注，浇注温度为730℃；浇铸成标准铸造铝合金拉伸试样，模具预热温度为150～300℃；其中，合金典型实施例1的合金与常规7055合金(Al-7.3Zn-2.2Mg-1.6Cu-0.2Mn-0.2Zr)的铸态组织对比照片如图1所示，合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金相比，合金典型实施例1的合金的铸态组织显著细化；合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金凝固热裂倾向的比较照片如图2所示，合金典型实施例1的合金与常规7055铝合金相比，合金典型实施例1的合金凝固热裂倾向大幅度降低。

[0040] (3)热处理制度

[0041] 均匀化退火 第一阶段455℃，保温30h；

[0042] 第二阶段465℃。保温时间6h，

[0043] 强化固溶处理(即第三阶段)470℃：保温时间3h，水淬。

[0044] 本发明合金试样水淬后立即进行时效处理，时效制度如下：

[0045] 单级时效T6(120℃，24h)

[0046] 双级时效T76(120℃，6h；160℃，20h)

[0047] 多级时效(RRA)(120℃，24h+170℃，1h+120℃，24h)

[0048] 表1三种典型实施例合金铸态试样在不同热处理制度下的力学性能 [0049]

[0050] 本发明合金3个典型实施例铸造样品经不同时效处理制度后的力学性能均满足超高强度要求，同时延伸率大于6％，因此在实际工业生产中推荐采用T6处理以简化工艺。