权利要求
1.一种轻
稀土改性高强铸造
铝铜合金，其特征在于，所述高强铸造铝
铜合金由Al、Cu、Mn、Ti、V、Zr、Cd、B和M元素组成，各元素的质量百分比为：
Cu：4.6-5.3wt.%，Mn：0.3-0.5wt.%，Ti：0.15-0.35wt.%，Cd：0.15-0.25wt.%，V：0.05-0.3wt.%，Zr：0.05-0.2wt.%，B：0.005-0.06wt.%，
M为镧(La)、铈(Ce)、钐(Sm)中的至少一种，其中，La：0-1.0wt.%，Ce：0-1wt.%，Sm：0-1.0wt.%，并且La、Ce和Sm的含量不同时为0;余量为Al。
2.根据权利要求1所述的轻稀土改性高强铸造铝铜合金，其特征在于，La：0.1-0.3wt.%和/或Ce：0.1-0.3wt.%和/或Sm：0.1-0.3wt.%。
3.权利要求1或2所述的轻稀土改性高强铸造铝铜合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包含以下步骤：
铸造：按照所述轻稀土改性高强铸造铝铜合金的组分及其含量准备原材料，熔炼得到铸锭，熔炼和浇注温度为740-750℃;
固溶处理：在中温炉中对所述铸锭进行固溶处理，固溶处理520℃-540℃，时间为10-16h;然后迅速水淬至室温;
时效处理：在固溶处理后对上述铸锭进行时效处理，时效温度为150-180℃，时间为6-8h，时效后铸锭在空气中冷却。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述制备方法的铸造步骤包括：
S1：根据所述合金成分和含量，准备
铝锭、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金、Al-V中间合金、Al-Zr中间合金、Al-B中间合金、Al-La中间合金、Al-Ce中间合金、Al-Sm中间合金和纯镉作为原料，并预热;
S2：取纯Al、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-V中间合金加入井式电阻炉下进行熔化;
S3：调至合适的温度，取Al-Ti中间合金、Al-Zr中间合金、Al-B中间合金加入S2得到的熔体中，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣精炼;
S4：调至合适的温度，取Al-La中间合金、Al-Ce中间合金、和Al-Sm中间合金中的至少一种、以及纯Cd加入S3得到的熔体中，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣精炼;
S5：调至合适的温度，取适量的细化剂Al-5Ti-1 B加入S4得到的熔体，静置后进行扒渣处理，将所述熔体浇注至模具中得到铸锭。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述S1中，预热条件为：在200℃下预热2-4h。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述S2中，熔炼条件为：井式电阻炉加热至740-760℃，熔化Al、Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述S3中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-Ti、Al-Zr、Al-B中间合金后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述S4中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-La、Al-Ce、Al-Sm中至少一种以及纯Cd后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述S5中，熔炼条件为：调温至740℃，加入细化剂Al-5Ti-1B，立即加入覆盖剂，静置保温后进行搅拌扒渣，最后静置保温后浇注至金属型模具和流动性模具，模具均为室温。
10.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述覆盖剂为氯化盐和氟化盐的混合物。
说明书
技术领域
[0001]本发明属于
有色金属材料制备领域，具体涉及一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金及其制备方法。
背景技术
[0002]铸造
铝合金是以熔融金属充填铸型，获得各种形状零件毛坯的铝合金。具有低密度，比强度较高，成本低等优点，在各种工业领域中均得到了广泛应用。在铸造铝合金中，Al-Si系铸造铝合金是品种最多、用途最广的一类合金，占铸造铝合金使用的百分之50%以上，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ZL101、ZL105和美国的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、现代交通、国防等重点领域发展对铝合金高强高韧的要求。近年来公开了一些Al-Si系铸造铝合金的制备方法，如CN119120963A和CN118996213A，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佳的现状，限制了该类合金的广泛应用。
[0003]除Al-Si系铸造铝合金之外，还有一种广泛使用的Al-Cu系铸造铝合金，其合金质地坚硬，熔点在650度左右，其合金具有极高的室温力学性能和高温力学性能，同时切削加工和焊接性能良好，此类合金在航空领域应用广泛，主要做重载荷的结构件和耐热件。复杂的Al-Cu系合金主要分为两大类，高强度铸造铝合金和耐热铸造铝合金。高强度铸造铝合金有：ZL201,ZL201A,ZL204A,ZL205A,KO-1和206.0等。耐热铸造铝合金有：ZL206,ZL207和ZL208。针对高强铸造铝合金，以ZL205A为典型代表。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)》，在T5态下，ZL205A的力学性能指标为室温抗拉强度440MPa、断后伸长率7%，在T6态下，ZL205A的力学性能指标为室温抗拉强度470MPa、断后伸长率3%。工业的不断发展对ZL205A的强度和塑性提出了更高的性能需求。此外，Al-Cu系合金的铸造性能也有待提升，以ZL205A合金为例，由于其结晶温度范围宽，凝固时的液固两相区宽，枝晶发达，阻力较大，因此其流动性比Al-Si系合金的流动性差，难以满足一些复杂结构件的充型，从而限制其工业应用范围。近年来公开的一些高Cu的Al-Cu系铸造铝合金制备方法，在一定程度改善了合金的力学性能和流动性能，但合金的室温塑性始终较低，流动性能较差，影响了Al-Cu系铝合金铸件的生产和服役安全性。CN118228466A公开了在铝铜镁合金中添加Ce、Y两种稀土元素，意图改善铸造铝铜合金结晶温度宽、铸造性能差(流动性能差、补缩困难、热裂倾向大)的问题。CN10854913A公开了一种铝铜合金塑性(伸长率)较好，经T5热处理后伸长率达19.0%，但抗拉强度不够。CN117587307A的伸长率和流动性较好，但含铜量较高，并且工艺较复杂。因此，迫切需要开发一种抗拉强度高同时室温塑性良好、充型能力优良的Al-Cu系铸造
铝合金材料。
[0004]近年来，已经公开了一些含稀土的Al-Cu系铸造铝合金的制备方法，如CN112760534A、CN108118220A。这些专利申请通过添加单一稀土元素，改善了一定的力学性能和流动性能。但是，单独添加某种稀土元素效率较低，对于力学性能和流动性能提升有限，并且某些稀土元素价格昂贵。CN111705248A通过添加微量Ni、La、Bi元素，改善抗热裂性及耐蚀性。CN107586976A公开了一种含铁、
锌、稀土的铝铜合金，但是没有给出实验数据。总结稀土元素在Al-Cu系铸造铝合金中的研究与应用的报道，可以看出目前学术界和工业界尚很少开展轻稀土添加对于Al-Cu系铸造铝合金强塑性和流动性的影响研究。
[0005]有鉴于此，提出本申请。
发明内容
[0006]为解决现有Al-Cu系铸造铝合金存在的室温塑性低、流动性差等问题，本发明提供了一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金及其制备方法，以解决上述技术难题。
[0007]一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金，该合金材料室温下抗拉强度优异(T5热处理≥470MPa，T6热处理≥510MPa)，高延伸率(T5热处理≥17.2%，T6热处理≥8%);合金在740℃且流动性模具为室温状态下浇注，流动性试样为35-40cm，较未改性ZL205A合金提高了40.2-54.6%。
[0008]本申请的目的之一是提供一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金，其特征在于，所述高强铸造铝铜合金由Al、Cu、Mn、Ti、V、Zr、Cd、B和M元素组成，各元素的质量百分比为：
[0009]Cu：4.6-5.3wt.%，Mn：0.3-0.5wt.%，Ti：0.15-0.35wt.%，Cd：0.15-0.25wt.%，V：0.05-0.3wt.%，Zr：0.05-0.2wt.%，B：0.005-0.06wt.%，M为镧(La)、铈(Ce)、钐(Sm)中的至少一种，其中，La：0-1.0wt.%，Ce：0-1.0wt.%，Sm：0-1.0wt.%，并且La、Ce和Sm的含量不同时为0;余量为Al。
[0010]在一个优选的实施方式中，La：0.1-0.3wt.%，和/或Ce：0.1-0.3wt.%，和/或Sm：0.1-0.3wt.%。
[0011]本申请的目的之二是提供一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包含以下步骤：
[0012]铸造：按照所述轻稀土改性高强铸造铝铜合金的组分及其含量准备原材料，熔炼得到铸锭，熔炼和浇注温度为740-750℃;
[0013]固溶处理：在中温炉中对所述铸锭进行固溶处理，固溶处理520℃-540℃，时间为10-16h;然后迅速水淬至室温;
[0014]时效处理：在固溶处理后对上述铸锭进行时效处理，时效温度为150-180℃，时间为6-8h，时效后铸锭在空气中冷却。
[0015]在一个实施方式中，所述制备方法的铸造步骤包括：
[0016]S1：根据所述合金成分和含量，准备铝锭、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金、Al-V中间合金、Al-Zr中间合金、Al-B中间合金、Al-La中间合金、Al-Ce中间合金、Al-Sm中间合金和纯镉作为原料，并预热;
[0017]S2：取纯Al、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-V中间合金加入井式电阻炉下进行熔化;
[0018]S3：调至合适的温度，取Al-Ti中间合金、Al-Zr中间合金、Al-B中间合金加入S2得到的熔体中，然后加入覆盖剂(氯化盐和氟化盐的混合物，下同)，静置保温后搅拌扒渣精炼;
[0019]S4：调至合适的温度，取Al-La中间合金、Al-Ce中间合金、和Al-Sm中间合金中的至少一种、以及纯Cd加入S3得到的熔体中，然后加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣精炼;
[0020]S5：调至合适的温度，取适量的细化剂Al-5Ti-1B加入S4得到的熔体，静置后进行扒渣处理，将熔体浇注至模具中得到铸锭。
[0021]在一个实施方式中，所述S1中，预热条件为：在200℃下预热2-4h。
[0022]在一个实施方式中，所述S2中，熔炼条件为：井式电阻炉加热至740-760℃，熔化Al、Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金。
[0023]在一个实施方式中，所述S3中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-Ti、Al-Zr、Al-B中间合金后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
[0024]在一个实施方式中，所述S4中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-La、Al-Ce、Al-Sm中至少一种以及纯Cd后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
[0025]在一个实施方式中，所述S5中，熔炼条件为：调温至740℃，加入细化剂Al-5Ti-1B，静置保温后进行搅拌扒渣，最后静置保温后浇注至金属型模具和流动性模具，模具均为室温。
[0026]与现有技术发明相比，本发明具有以下有益效果：
[0027]本发明通过在高Cu含量的Al-Cu系铸造铝合金中添加一定量的稀土元素La、Ce、Sm，形成Al-RE相。一方面，使晶界附近的第二相形貌由连续网状转变为不连续骨架状，减轻了第二相对基体的割裂作用，改善了合金的室温拉伸性能和塑性。另一方面，本发明不需要使用昂贵的轻稀土元素Pr和Nd和其他昂贵的重稀土元素，也能获得优异的力学性能。
[0028]同时，稀土元素的加入降低了合金的凝固区间和净化熔体，还形成含稀土Al-RE组织，提高了Al-Cu合金熔体流动性，明显改善了铸造时的熔体充型工艺性能;
[0029]本发明能够获得室温力学性能和铸造性能优异的Al-Cu系铸造铝合金。经相同热处理(T5和T6)后，在25℃室温下，本发明获得的含稀土元素La、Ce、Sm铸造铝合金在T5状态下抗拉强度≥470MPa，延伸率≥17.2%，在T6状态下抗拉强度≥510MPa，延伸率≥8.0%;其拉伸强度和塑性明显优于ZL205A合金(T5态下抗拉强度≥440MPa，延伸率≥7%;T6态下抗拉强度≥470MPa，延伸率≥3%)。本发明添加稀土元素La、Ce、Sm，形成Al-RE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，有较高的工业应用价值。
附图说明
[0030]图1是实施例1和实施例2、实施例3和实施例4、实施例5、实施例6所述合金铸态组织(即热处理前)SEM图以及对比例1和对比例2所述合金铸态组织的SEM图;
[0031]图2为实施例5和实施例6所述合金铸态组织中含Al-RE相SEM图;
[0032]图3为实施例2、实施例4、实施例6，对比例2所述合金T6态组织的SEM图;
[0033]图4为实施例1和实施例2、实施例3和实施例4、实施例5和实施例6所述合金，对比例1和对比例2所述合金的流动性测试试样图;
[0034]图5是圆棒状拉伸试样的示意图;
[0035]图6是流动性测试模具的参考图;其中(a)是流动性模具整体;(b)是流动性模具内部结构。
具体实施方式
[0036]下面，参照附图对本发明的具体实施方式进行详细的说明。
[0037]在一个实施方式中，本发明的轻稀土改性高强铸造铝铜合金的制备方法，包括以下步骤：
[0038]按照所述轻稀土改性高强铸造铝铜合金的组分及其含量准备原材料，在井式电阻炉中熔炼得到铸锭，熔炼和浇注温度为740-750℃;
[0039]在中温炉中对所述铸锭进行固溶处理，固溶处理前使用铝箔进行包裹，固溶处理520℃-540℃，时间为10-16h，淬水温度为40-60℃;
[0040]在固溶处理后对上述铸锭进行时效处理，时效温度为150-180℃，时间为6-8h，时效后铸锭在空气中冷却。
[0041]在一个实施方式中，一种轻稀土改性高强铸造铝铜合金的制备方法，其特征在于，包含以下步骤：
[0042]S1：以合适的大小切割Al-50Cu、Al-10Mn、Al-10Ti、Al-10V、Al-10Zr、Al-3B、Al-10La、Al-10Ce、Al-10Sm、纯Al、纯Cd，并预热;
[0043]S2：取纯Al、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-10V先加入井式电阻炉下进行熔化;
[0044]S3：调至合适的温度，取Al-10Ti、Al-10Zr、Al-3B加入S2得到的熔体中，然后加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣精炼;
[0045]S4：调至合适的温度，取Al-10La、Al-10Ce、Al-10Sm、纯Cd加入S3得到的熔体中，然后加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣精炼;
[0046]S5：调至合适的温度，取适量的细化剂Al-5Ti-B加入熔体，静置保温后将熔体浇注至模具中;
[0047]S6:在中温炉中对所述铸锭进行固溶处理，固溶处理前使用铝箔进行包裹，固溶处理520℃-540℃，时间为10-16h，淬水温度为40-60℃;
[0048]S7:在固溶处理后对上述铸锭进行时效处理，时效温度为150-180℃，时间为6-8h，时效后铸锭在空气中冷却。
[0049]根据一个实施方式，在S1中，预热条件为：在200℃下预热2-4h。
[0050]在S2中，熔炼条件为：井式电阻炉加热至740-760℃，熔化Al、Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金。
[0051]在S3中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-Ti、Al-Zr、Al-B中间合金后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
[0052]在S4中，熔炼条件为：调温至720℃，加入Al-La、Al-Ce、Al-Sm中至少一种、以及纯Cd后，立即加入覆盖剂，静置保温后搅拌扒渣再进行精炼处理。
[0053]在S5中，熔炼条件为：调温至740℃，加入细化剂Al-5Ti-1B，立即加入覆盖剂，静置保温后进行搅拌扒渣，最后静置保温后浇注至金属型模具和流动性模具，模具均为室温
[0054]力学性能测试方法。将合金样品按照ASTM E8/E8M标准，加工成如图5所示的圆棒状拉伸试样。为避免拉伸测试过程中产生应力集中，需要对圆棒状拉伸试样表面使用砂纸进行打磨光滑。此外，测试前利用游标卡尺，对拉伸试样标距段的上、中、下部位的直径进行测量。进行拉伸实验时，将拉伸速度设为0.5mm/min，拉伸实验温度为室温(测试力学性能包括抗拉强度和延伸率)。
[0055]流动性能测试方法。对于铸造铝合金来说，良好的流动性必不可少。因此，采用如图6所示的合金流动性测试模具，其内部构造如图6(b)所示。在流动性测量时，先将合金在一定温度下熔化成液态，然后从通道A中浇入，流入到底部B，液态合金在图6(b)中的螺旋通道中流动，凝固后获得如图4所示的螺旋状流动性样品。对获得样品的螺旋部分长度进行测量，以评价合金流动性的变化。本实验浇注流动性条件为：740℃下浇注，流动性模具为室温。
[0056]下面结合具体实施例对本发明内容进行详细说明，但不限于本发明。
[0057]实施例1
[0058]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，La=0.1%，Ce=0.2%，余量为Al。
[0059]该合金的具体熔炼工艺如下：
[0060]准备原料。按照上述化学成分，配制该铸造铝合金原料，并将上述原料进行预热，在200℃预热2-4h。其中除Al、Cd(镉)外其余全是中间合金Al-50Cu、Al-10Mn、Al-10Ti、Al-10V、Al-10Zr、Al-3B、Al-10La、Al-10Ce、Al-10Sm。
[0061]熔炼工艺。将预热后的纯Al、Al-50%Cu、Al-10Mn和Al-10V加热至740-760℃，待其完全熔化后，进行除渣处理。接着调温至720℃，加入Al-10Ti、Al-10Zr和Al-3B，立即加入覆盖剂，待其完全熔化后，进行搅拌除渣处理。此时，将炉温降至720℃，加入纯Cd、Al-10Ce和Al-10%La，立即加入覆盖剂，覆盖剂为氯化盐和氟化盐的混合物，待其完全熔化后搅拌扒渣，再进行精炼除气，精炼时间为10分钟，精炼剂为KCl、NaCl、NaF，CaF,Na3A1 F6、Na2SiF6，碳粉等的混合物，然后打渣处理，最后加入Al-5Ti-1B细化晶粒。将熔体静置一段时间后，进行扒渣处理，然后将金属液浇注到模具中得到铸锭。
[0062]T5热处理：对铸锭进行540℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行155℃/8h欠时效热处理，时效后铸锭在空气中冷却。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0063]实施例2
[0064]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，La=0.1%，Ce=0.2%，余量为Al。
[0065]该合金的熔炼工艺过程与实施例1相同。
[0066]T6热处理：对铸锭进行540℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行180℃/8h时效热处理，时效后铸锭在空气中冷却。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0067]实施例3
[0068]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，La=0.1%，Sm=0.2%，余量为Al。除了Ce元素被替换为Sm元素，该合金化学成分与实施例1所述合金成分相同。
[0069]该合金的熔炼工艺及热处理工艺过程与实施例1相同。铸锭测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0070]实施例4
[0071]该合金的熔炼工艺及热处理工艺过程与实施例1相同。
[0072]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，La=0.1%，Sm=0.2%，余量为Al。除了Ce元素被替换为Sm元素，该合金化学成分与实施例1所述合金成分相同。
[0073]该合金的熔炼工艺过程与实施例1相同。
[0074]对铸锭进行540℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行180℃/8h时效热处理。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0075]实施例5
[0076]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，Ce=0.2%，Sm=0.1%，余量为Al。除了La元素被替换为Sm元素，该合金化学成分与实施例1所述合金成分相同。
[0077]该合金的熔炼工艺及热处理工艺过程与实施例1相同。铸锭测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0078]实施例6
[0079]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，Ce=0.2%，Sm=0.1%，余量为Al。除了La元素被替换为Sm元素，该合金化学成分与实施例1所述合金成分相同。
[0080]该合金的熔炼工艺过程与实施例1相同。
[0081]对铸锭进行540℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行180℃/8h时效热处理。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0082]对比例1
[0083]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，余量为Al。该合金不含稀土元素，除了Al元素，其余元素与实施例1-6相同。
[0084]该合金的熔炼工艺及热处理工艺过程与实施例1相同。铸锭测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0085]对比例2
[0086]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.5%，Ti=0.3%，V=0.25%，Zr=0.2%，B=0.05%，Cd=0.2%，余量为Al。该合金不含稀土元素，除了Al元素，其余元素与实施例1-6相同。
[0087]该合金的熔炼工艺过程与实施例1相同。
[0088]对铸锭进行540℃/14h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行180℃/8h时效热处理。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0089]如表1所示，实施例1-6的合金铸锭的抗拉强度、延伸率和流动性均优于对比例1和对比例2的合金铸锭，这表明，稀土元素La、Ce、Sm的单一或者复合添加，能够提高Al-Cu铸造合金熔体流动性，改善合金铸造工艺性能;同时提高抗拉强度和延伸率。
[0090]对比例3
[0091]该合金的熔炼工艺过程与实施例1相同。
[0092]合金化学成分按照重量百分比为：Cu=5.0%，Mn=0.8%，Ti=0.22%，V=0.21%，Zr=0.19%，B=0.10%，Cd=0.13%，余量为Al。该合金不含稀土元素，除了Al元素，其余元素与实施例1-6相同。
[0093]对铸锭进行540℃/12h固溶处理，然后迅速水淬至室温，然后进行160℃/8h时效热处理。测试的力学性能和流动性指标如表1所示。
[0094]如表1所示，对比例3的合金样品(T5态)的抗拉强度和流动性比实施例1、实施例3、实施例5(T5态)的抗拉强度和流动性差;其延伸率比实施例1、实施例3、实施例5(T5态)稍好，可能的原因是对比例3增加了Mn含量，Mn的添加可以使得一些针尖状的脆性相转变为块状相。
[0095]表1
[0096]传统的Al-Cu系铸造铝合金，例如ZL205A，Cu含量介于4.5-5.3wt.%，小于Cu在Al中的固溶度极限5.65wt.%，在凝固过程中因为离共晶点含量差距大，导致流动性能远低于其他类型的铸造铝合金，因此提高合金的流动性必不可少。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 2Cu)聚集在各晶界处，整体呈网状分布(如图1所示)。在晶界上连续分布的Al 2Cu，对基体产生严重割裂作用，从而影响合金的抗拉强度和塑性。我们发现，添加一定量的稀土La、Ce、Sm后，在合金中形成了Al-RE相(如图1、图2所示)，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，减轻了第二相对基体的割裂作用，提高了合金的韧性和塑性变形能力。同时，形成Al-RE的组织，提高了合金熔体的流动性和铸造时的充型性能。这些化合物分布在晶界周围，对晶界起到了良好的“钉扎”作用，有效地阻碍了时效过程中细小Al 2Cu相的析出和长大，提高了合金的室温力学性能(如表1、图3所示)。如图4所示，展示了单螺旋环流动长度测试实物图，可以看出在同样的浇注条件下，加入轻稀土元素的实施例1-6流动性能有了明显提升。本发明添加La、Ce、Sm稀土后明显改善了合金熔体的流动性，添加轻稀土元素后的改性合金，其力学性能和流动性等均优于未改性的ZL205A合金，并且使用了低成本的轻稀土元素，可以确保满足合金低成本的要求。
[0097]本发明提供了一种轻稀土La、Ce、Sm改性高强铸造铝铜合金及其制备方法。以上实施例仅为本发明的优选实施例，并不用以限制本发明。凡是涉及通过轻稀土元素La、Ce、Sm的单一元素添加或者多个元素复合添加来改善Al-Cu系铸造铝合金强度、塑性和流动性的发明，包括在本发明的精神实质与原理下进行的各种添加、等同替换或改进，均视为在本发明的保护范围之内。
说明书附图(6)
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“轻稀土改性高强铸造铝铜合金及其制备方法” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
我是此专利(论文)的发明人(作者)
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编辑：北方有色网
来源：北京科技大学
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