一种含稀土Y共晶的高强耐热铸造铝铜合金及制备方法

技术领域

本发明涉及有色金属材料合金化领域，具体涉及一种含稀土Y共晶的高强耐热铸造铝铜合金及制备方法。

背景技术

铸造铝合金具有密度小、比强度高、成本低等优点，并且可以制成形状复杂的零件，在汽车工业、轨道交通以及航空航天领域得到广泛应用。其中，Al-Si系铸造铝合金是品种最多、用途最广的一类合金，具有流动性好、气密性好、热膨胀系数小、热裂倾向小等优异的铸造性能。但是国内外应用广泛的Al-Si系合金(如国内的YL112、YL113、YL104，日本的ADC12、ADC10、ADC3以及美国的A380、A360)强度较低(抗拉强度为220-240MPa)，塑性较差(断后伸长率≤3％)，难以满足航空航天等领域发展对铝合金高强高耐热性的严苛要求。近年来公开了一些Al-Si系铸造铝合金的制备方法，如CN110029250B和CN110129630B，使合金的塑性和韧性得到不同程度的改善，但始终没能改变Al-Si系铸造铝合金力学性能不高的现状，限制了该类合金的广泛应用。

相比之下，Al-Cu系铸造铝合金具有较高的室温和高温力学性能以及良好的切削加工和焊接性能，在航空航天领域应用较广，主要用作承受大载荷的结构件和耐热零件。复杂的Al-Cu系铸造铝合金主要可以分为两大类：耐热铸造铝合金和高强度铸造铝合金，我国的ZL206和ZL205A分别是这两类铸造铝合金的典型代表。根据标准GB/T 1173-2013、HB962-2001以及《铸造手册第3卷：铸造非铁合金(第3版)》，ZL206(T5态)的力学性能指标为室温抗拉强度250Mpa、断后伸长率1.8％，300℃抗拉强度160Mpa、屈服强度120Mpa；ZL205A(T5态)的力学性能指标为室温抗拉强度440Mpa、断后伸长率7％，300℃抗拉强度165Mpa、断后伸长率3.5％。随着航空航天事业的不断发展，飞行器对功率和速度的追求不断提升，对构件材料的耐热性能也提出了更高的要求，ZL206、ZL205A等合金已难以满足高温条件下的使用需求。此外，为了提高合金的铸造性能，Al-Cu系铸造铝合金一般采用较高的Cu含量，合金组织中形成了大量粗大的Al

近年来，已经公开了一些含稀土Y的Al-Si系铸造铝合金的制备方法，如CN106591635A、CN108179329B、CN108103363B。这些专利技术通过添加稀土Y或者与其他稀土的混合添加，净化合金熔体(CN108179329B)、改善共晶Si形态和消除气孔(CN106591635A)、细化铸态晶粒(CN108103363B)，从而提高了合金的综合力学性能。但是，这些技术途径无法对解决高Cu的Al-Cu系铸造铝合金中由大量晶界Al

发明内容

为解决现有技术中存在的问题，本发明提供了一种含稀土Y共晶的高强耐热铸造铝铜合金及制备方法，解决了上述背景技术中提到的问题。

为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：一种含稀土Y共晶的高强耐热铸造铝铜合金，所述铝铜合金中各组分的质量百分比为：Cu：6.5-7.8％，Mg：0.1-0.4％，Ag：0.8-1.2％，Y：0.1-0.5％，Mn：0.2-0.4％，V：0.1-0.3％，Cd：0.1-0.3％，Ti：0.1-0.3％，B：0.02-0.06％，余量为Al，其中Ti和B由Al-5％Ti-B晶粒细化剂提供，Ti和B的质量比为5：1。

优选的，所述铝铜合金中各组分的质量百分比为：Cu：7.0％，Mg：0.25％，Ag：1.0％，Y：0.3％，Mn：0.3％，V：0.2％，Cd：0.2％，Ti：0.2％，B：0.04％，余量为Al。

一种含稀土Y共晶的高强耐热铸造铝铜合金的制备方法，具体步骤如下：

S1、准备原料；按合金组分准备原料，其中Al、Mg、Ag和Cd为纯金属，其余元素为铝的中间合金，Cu、Mn、V、Y、Ti和B分别为Al-45％Cu、Al-10％Mn、Al-4.2％V、Al-20％Y和Al-5％Ti-B中间合金，其中，Al锭的纯度应不小于99.99％；纯Mg、纯Cd和Al-20％Y在熔炼时易发生烧损，需考虑5-10％的烧损量；

S2、工具准备；合金熔炼所使用的工具，需用氧化锌涂料进行涂覆，并在150-200℃下烘干4-6h；合金浇铸所使用的模具需在200-400℃下预热2-4h；

S3、熔炼；将纯Al和Al-45％Cu加热至760-780℃，待其完全熔化后，进行除渣处理；加入Al-10％Mn、Al-4.2％V和纯Ag，待其完全熔化后，通入纯度≥99.9％的高纯氩气并强烈搅拌对熔体进行精炼20-30min，接着进行除渣处理；将炉温降至720-730℃，用钟罩将纯Mg、纯Cd和Al-20％Y压入熔体，待其完全熔化后进行缓慢搅拌，接着加入Al-5％Ti-B晶粒细化剂，并静置10-20min；撇渣后将金属液浇注到模具中得到铸件；

S4、热处理；对铸件进行高温固溶处理和欠时效热处理。

优选的，所述步骤S1中准备好原料后，将原料在150-200℃下预热1-2h，除去原料中所含的水分，纯Mg和纯Cd用铝箔包裹严实。

优选的，所述步骤S4中的固溶处理和欠时效热处理分别是：在525-530℃下保温10-14h，迅速水淬至室温；在155-170℃下保温10-14h，空冷至室温。

优选的，所述步骤S4中的固溶处理和欠时效热处理分别是：在530℃下保温12h，迅速水淬至室温；在165℃下保温12h，空冷至室温。

优选的，通过步骤1-4后最终制备的高强耐热铝合金试棒的力学性能指标为：室温抗拉强度450-470MPa，屈服强度365-385MPa，断后伸长率4-7％；300℃高温抗拉强度205-225MPa，屈服强度200-220MPa，断后伸长率7-11％。

本发明的有益效果是：

1.本发明通过在高Cu的Al-Cu系铸造铝合金中添加一定量的稀土Y，产生Al

2.本发明能够获得室温、高温力学性能优异的Al-Cu系铸造铝合金。经相同热处理(T5)后，在25℃室温下，本发明获得的含Y共晶铸造铝合金的拉伸强度和塑性明显优于ZL206，足以匹敌ZL205A；在300℃高温下，本发明获得的含Y共晶铸造铝合金的拉伸强度和塑性明显优于上述两种合金，本发明添加稀土Y，形成Al-Cu-Y共晶组织，能够提高Al-Cu铸造合金熔体流动性，改善合金铸造工艺性，涉及的熔炼制备方法，操作简单、对仪器设备要求不高。

附图说明

图1是Al-Cu二元合金相图(部分)；

图2是对比例1所述合金(不含Y)的T5态组织的SEM图；

图3是实施例3所述合金中Al8Cu4Y相的SEM图；

图4是实施例6所述合金(含Y)的T5态组织的SEM图；

图5(a),5(b),5(c),5(d)是分别添加0％Y、0.1％Y、0.3％Y和0.5％Y的高Ag铸造Al-Cu合金熔体流动性测试试样图。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.0％，Mg 0.1％，Ag 1.0％，Y 0.1％，Mn0.3％，V 0.2％，Cd 0.2％，Ti 0.2％，B 0.04％，余量为Al。

该合金的熔炼铸造及热处理工艺具体步骤如下：

(1)准备原料。按照上述化学成分，配制该铸造铝合金原料，并将上述原料在150-200℃预热1-2h。其中Al、Ag、Mg和Cd为纯金属，其余元素为铝的中间合金。

(2)熔炼铸造。将预热后的纯Al和Al-45％Cu加热至760-780℃，待其完全熔化后，进行除渣处理。接着加入Al-10％Mn、Al-4.2％V和纯Ag，待其完全熔化后，进行精炼、除渣。此时，将炉温降至720-730℃，加入纯Mg、纯Cd和Al-20％Y，待其完全熔化后，加入Al-5％Ti-B细化晶粒。将熔体静置一段时间后，进行撇渣，然后将金属液浇注到模具中得到铸件。

(3)热处理。对铸件进行530℃/12h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行165℃/12h欠时效热处理。

实施例2

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.0％，Mg 0.2％，Ag 1.0％，Y 0.3％，Mn0.3％，V 0.2％，Cd 0.2％，Ti 0.2％，B 0.04％，余量为Al。除了Y含量外，该合金的化学成分与实施例1所述合金相同。

该合金的熔炼铸造及热处理工艺过程同实施例1。

实施例3

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.0％，Mg 0.25％，Ag 1.0％，Y 0.5％，Mn0.3％，V 0.2％，Cd 0.2％，Ti 0.2％，B 0.04％，余量为Al。除了Y含量外，该合金的化学成分与实施例1所述合金相同。

该合金的熔炼铸造及热处理工艺过程同实施例1。

实施例4

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 6.5％，Mg 0.4％，Ag 1.0％，Y 0.4％，Mn0.3％，V 0.3％，Cd 0.15％，Ti 0.15％，B 0.02％，余量为Al。

该合金的熔炼铸造过程同实施例1。

对铸件进行530℃/10h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行170℃/10h欠时效热处理。

实施例5

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.0％，Mg 0.30％，Ag 0.8％，Y 0.2％，Mn0.4％，V 0.2％，Cd 0.2％，Ti 0.2％，B 0.04％，余量为Al。

该合金的熔炼铸造过程同实施例1。

对铸件进行530℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行165℃/14h欠时效热处理。

实施例6

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.5％，Mg 0.15％，Ag 1.2％，Y 0.5％，Mn0.2％，V 0.15％，Cd 0.3％，Ti 0.3％，B 0.06％，余量为Al。

该合金的熔炼铸造过程同实施例1。

对铸件进行525℃/12h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行155℃/12h欠时效热处理。

对比例1

合金化学成分按照重量百分比为：Cu 7.0％，Mg 0.2％，Ag 1.0％，Mn 0.3％，V0.2％，Cd 0.2％，Ti 0.2％，B 0.04％，余量为Al。该合金不含Y，其余元素与实施例1-3相同。

该合金的熔炼铸造及热处理工艺过程同实施例1。

实施例1-6和对比例1所述合金的力学性能指标如表1所示。从表1可以看出，实施例1-3所述合金的力学性能均优于对比例1所述合金，表明在Al-Cu系铸造铝合金中添加适量的稀土Y确实能够改善合金室温塑性，提高高温力学性能。此外，实施例1-6所述合金的室温力学性能均明显优于ZL206，足以匹敌ZL205A；合金的高温力学性能明显优于ZL206和ZL205A。说明本发明涉及的含Y铸造铝合金及制备工艺可以制备适用性更广的高强耐热铸造铝合金材料。

表1(实施例1-6和对比例1所述合金的力学性能指标)

本发明所述的Al-Cu系铸造铝合金，采用的Cu含量较高(6.5-7.8％)，大于Cu在Al中的固溶度极限5.65％，如图1所示，在凝固过程中能够形成较多的共晶，提高了合金的流动性。由于合金采用较高的Cu含量，固溶处理后没能溶入基体的θ相(Al

对比图2-4可以看出，添加一定量的稀土Y后，在合金中形成了Al8Cu4Y共晶相，使晶界上第二相的形貌由连续、粗大的网状转变为不连续、细小的骨架状，从图5和表2可以看出，

表2：螺旋环流动长度测试结果

本发明添加Y后明显改善了合金熔体流动性，在添加0.3％Y时流动性达到最大值。

尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换,凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。