專利名稱：鑄造用鋁銅合金的制作方法
鑄造用鋁銅合金本發(fā)明涉及鑄造用的鋁銅合金。鋁銅合金比其他鑄造鋁合金體系如鋁硅合金具有潛在的更高強(qiáng)度。但是，由于鋁銅合金與鋁硅合金相比可鑄性較弱，鋁銅合金的高性能應(yīng)用受到限制。英國專利申請2334966A公開了一種鋁銅合金，其中在合金鑄造時，基本不溶性顆粒(優(yōu)選為二硼化鈦，或可能為其他材料例如碳化硅、氧化鋁、二硼化鋯、碳化硼或氮化硼)占據(jù)了合金的枝晶間區(qū)(interdendritic region)?？梢灶A(yù)料的是,這些通常硬且脆的顆粒將導(dǎo)致鑄造合金的延性不可接受地降低，但實際上，研究表明良好的延性得以維持，這是因為這些顆粒改變了合金的固化特性，消除了宏觀尺度上的組成不均勻性，并且減少了松心。在合金固化過程中，隨著鋁枝晶成核并開始生長時，TiB2顆粒充滿了枝晶間空間，TiB2顆粒的存在限制了剩余液態(tài)金屬通過枝晶間通道的移動。這促進(jìn)了運動朝質(zhì)量補(bǔ)縮(massfeeding)的方向進(jìn)行，從而減少了內(nèi)部和表面相關(guān)的松心的發(fā)生。但是，盡管TiB2是一種已知的晶粒細(xì)化劑，其晶粒大小仍然非常大(例如，約Imm)。這種未細(xì)化的晶粒結(jié)構(gòu)可導(dǎo)致熱裂問題，尤其是在砂鑄鑄件中，而且還可導(dǎo)致大型緩慢冷卻鑄件(如經(jīng)由熔模鑄造或砂 鑄生產(chǎn)的那些)中松心的形成。JP 11199960公開了一種適用于制造發(fā)動機(jī)氣缸蓋鑄件的鋁合金，其中可含有鈦。但是，這種合金是一種鋁硅合金這種鋁硅合金與包含少量或不包含硅的合金相比從根本上具備強(qiáng)得多的流動性和可鑄性，且與后者合金相比不會遭受相同程度的熱裂或松心。根據(jù)本發(fā)明的第一方面，包括占據(jù)合金的枝晶間區(qū)的基本不溶性顆粒的鋁銅合金提供有游離鈦，其程度為與不溶性顆粒結(jié)合使得鑄造合金中的晶粒結(jié)構(gòu)更加細(xì)化，并由此促進(jìn)鑄造合金的可鑄性和物理性能的雙重改進(jìn)。合金可以包括至少O. 01 %的鈦合金可以包括最聞達(dá)I 的欽合金可以包括最聞達(dá)O. 50%的欽合金可以包括最高達(dá)O. 15%的鈦(亞包晶(hypoperitectic))合金可以包括高于O. 15%的鈦(過包晶(hyperperitectic))合金可以包括Cu3.0-6.0%
Mgθ.0-1.5%
CS
Ag0.0-1.5%
Cf
Mn0J-0J% Fe0.0-1.5% 最大值
Si0.0-1.5% 最大值Zn§.0-4.0%
Sb醫(yī)-0.5%
Zr0.0-0.5%
Co0.0-0.5%
Tiθ.01-1.0%
不溶性顆粒最高達(dá)20% 鋁及不可避免的雜質(zhì)余量不溶性顆粒可以具有的顆粒大小為O. 5μηι或更大。其可最大達(dá)25 μπι。優(yōu)選地，顆粒大小可以最大達(dá)15 μ m，或最大達(dá)5 μπι。不溶性顆粒可以存在至少O. 5%，可能最高達(dá)20%。合金可以包括
Cu4J-5J%
Mg0.2-0.5%
Ag0.0-0.5%
Mn0.0-0.6%
Fe0J-0.IS%
Si0.0-0.15%
Zn0.0-1.8%
SbOJ-O.5%
ZrOJ-O.5%
Co0.0-0.5%
Tl
不溶性顆粒最高達(dá)10%
鋁及不可避免的雜質(zhì)余量合金可以包括Cu4.0-5.0%
Mg0.2-0.5%
Ag0.4-1.0%
Mn0.0-0.6%
Fe0.0-0.15%
Si0.0-0.15%
Zn0.0-1.8%
Sb0.0-0.5% Zr0.0-0.5%
Co0.0-0.5%
Ti0.01-1.0%
不溶性顆粒最高達(dá)10%
鋁及不可避免的雜質(zhì)余量不溶性顆?？梢源嬖诘姆秶荗. 5%至10%、或I. 5%至9%、或3%至9%、或4%
至9%。合金可以包括
Cu4.2-5.0%
Mg0.2-0.5%
Ag0.0-0.85%
Mn0.0-0.4%
Fe0.0-0.15%
SI0,0-0.15%
Zn0,0-1.8%
Sb0.0-0,5%
Er0.0-0.5%
Coο.α-ο.5%
Ti0.01-1.0%
不溶性顆粒1.5-9.0% 銘及不可避免的雜質(zhì)余量合金可以包括Cu4.2-5.0%
Mg0.2-().5%
c*
AsOJ-O.85%
Mn0,§-§.4%
Fe0.0-0.15%
Si0.0-0.15%
Zn0.0-1.8%
Sb0.§-β.5%
Zr0.0-0.5%
Co0.0-0.5%
TIOJl-1.0%不溶性顆粒4.0-9.0%
銘及不可避免的雜質(zhì)余量合金可以包括
Cu4.2-5.0%Mg0.2-0.5%
Ag0.45-0.85%
Mn .Ο- .4%
Fe0.0-0.15%
Si0.0-0.15%
Zn0.0-1.8%
Sb .Ο- .5%
Zr0.0-0.5%CoΟ. - .5%
■(.Ui !-1.()%
不溶性顆粒1,:5-9,0%
鋁及不可避免萄雜膚佘量合金可以包括Cu4.2-5.0%
Mg0.2-0.5%
Ag0.45-0.85%
Mn .0-0.4%
Fe().0-0.1S%
SiΟ. - .15%
Zn0.0-1.8%
Sb0.0-0.5%
Zr0.0-0.5%
Co().0-0.5%
Ti0.01-1.0%
不溶性顆粒4.0-9.0%
鋁及不可避免的雜質(zhì)余量不溶性顆?？梢跃哂械拇笮橹辽偌s小于固態(tài)合金的枝晶臂間距/晶粒大小的數(shù)量級，且所述不溶性顆粒占據(jù)合金的枝晶間區(qū)/晶粒間區(qū)。顆?？梢园ǘ鸹侇w粒。合金可以包括O. 5% -20%的二硼化鈦顆粒。合金可以包括O. 5% -10%的二硼化鈦顆粒。合金可以包括3 % -7 %的二硼化鈦顆粒。合金可以包括4 %的二硼化鈦顆粒。合金可以包括7%的二硼化鈦顆粒認(rèn)為是導(dǎo)致鋁銅基合金機(jī)械性能和結(jié)構(gòu)完整性變化的因素的兩個主要方面是合金元素的偏析和枝晶間縮松(interdendritic porosity)(特別是表面相關(guān)的枝晶間縮松)的形成。鑄造鋁銅合金的研究工作已經(jīng)表明，會造成這類合金的材料性能的變化的一個重要的因素是富溶質(zhì)材料經(jīng)由固化過程中所形成的枝晶臂之間間隙的流動。為了避免或減少這些現(xiàn)象的發(fā)生，根據(jù)本發(fā)明加入細(xì)分散的基本不溶性顆粒。通常預(yù)料的是，加入這些通常硬且脆的顆粒會使合金的延性不可接受地降低。但是從下文展示的實施例將會看出，進(jìn)行的研究工作已經(jīng)表明良好的延性得以維持。分散的枝晶間縮松由于經(jīng)由枝晶間隙而補(bǔ)縮固化收縮的問題，也是這些合金的一個特性。這類縮松也導(dǎo)致材料的機(jī)械性能降低，例如，拉伸強(qiáng)度和伸長率以及疲勞壽命。應(yīng)理解，在本發(fā)明中，加入細(xì)分散的基本不 溶性顆粒改變了合金的固化特性，并且其沒有以直接硬化機(jī)理的方式應(yīng)用于合金。另外加入的不同用量的鈦顯著降低了晶粒大小并且進(jìn)一步改變了這些固化機(jī)理，改變方式記載于下文。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，我們提供了一種制造鑄件的方法，包括以下步驟熔化鋁銅合金，所述鋁銅合金包括
Cu4J-5J%
Mgi.2-0.5%
Ag0.0-1.0%
CS
Mn0.0-0.6'/,,
Fe0.0-0.15%
Si0.0-0· 5%
Zn J-I.8%
Sb0J-0J%
Zr0.0-0.5%
Co0.0-0.5%
Tl0.01-1.0%
鋁及不可避免的雜質(zhì)佘量以及O. 5-10%的不溶性顆粒；以及將得到的合金傾入模具內(nèi)。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，我們提供了一種由本發(fā)明的合金制造或通過本發(fā)明的方法制造的鑄件。本發(fā)明現(xiàn)將參照附圖
以示例的方式進(jìn)行說明，其中圖I為試樣鑄件模具的圖示。圖2為所得鑄件的圖示。圖3為所得鑄件被切割用于顯微檢驗的示意圖。圖4a、b、c為宏觀圖像,顯示隨著增加的鈦含量O. 02重量％ * >0. 15重量％ *、
O. 44重量％ * ,晶粒大小的降低。圖5a、b、c分別為光學(xué)顯微鏡圖像，顯不隨著增加的鈦含量O. 02重量％ *、0· 15
重量％ *、0. 44重量％ *，微觀結(jié)構(gòu)的變化。圖6a、b、c分別說明了隨著鈦含量的增加，合金在放大比例下的微觀結(jié)構(gòu)。圖7a、b說明了通過控制鑄件的冷卻速率對微觀結(jié)構(gòu)產(chǎn)生的影響。注*本部分所有引用的重量百分比均為測量值，因而具有標(biāo)準(zhǔn)誤差。組成分析通過電感耦合等離子體發(fā)射光譜進(jìn)行，因而所得數(shù)值具有±2%的標(biāo)準(zhǔn)誤差。根據(jù)本發(fā)明，以常規(guī)方法鑄造了一種合金，包括* Cu4.35%
Mg0.42%
Ag0.70%
C
Mn0.01%
Fe(U”％
S 童<U>7%
Zn0J) % Ti0.02%
TIB24.80%命名為合金A。將該合金鑄入樹脂粘合的砂模，該模具結(jié)構(gòu)詳見圖I。試樣于850°C直接從坩鍋傾入模具并將得到的鑄件在空氣中固化。所得鑄件，如圖2所示，依圖3說明的方式切割，圖3中標(biāo)記的表面A用120-1200粒度的碳化硅砂紙研磨并用金剛石化合物和膠態(tài)二氧化硅拋光。然后將所得表面用凱勒浸蝕劑(Kellers reagent)腐蝕并且使用光學(xué)放大觀測器(optical macroscope)和顯微鏡形成圖像。根據(jù)本發(fā)明以相似的方法制造了具有相似組成的合金，包括*
Cu4.29%
Mg0.49%
CS
Ag0.75%
Mn0.0%
Fe0.01%
Si0.05%
Zn0.01%
Ti0.15% TiB24.89%命名為合金B(yǎng)和Cu4.42%
Mg0.26%
Ag0.78%
Mn0.01% Fe0.01%
Si0.04%
Zn0.01%
Ti0.44%
TiB24.58% 命名為合金C從上述組成可以看出，根據(jù)本發(fā)明，這些合金包含1-9%的二硼化鈦顆粒。這些顆粒的大小在O. 5-15微米范圍內(nèi)。在上述實施例中，發(fā)現(xiàn)合金的晶粒大小在40-200 μ m之間，二硼化鈦顆粒大小在O. 5-15 μ m范圍內(nèi)；因此所述顆粒為約小于晶粒大小的數(shù)量級。當(dāng)這三個鑄件在宏觀尺度和微觀尺度上對比時，均可清晰觀察到隨著鈦含量的增加晶粒大小相應(yīng)降低。圖4a從宏觀尺度上顯示了合金A的鑄件的晶粒結(jié)構(gòu)；圖4b在同一尺度上顯示了合金B(yǎng)的鑄件的晶粒結(jié)構(gòu)；圖4c顯示了合金C的鑄件的晶粒結(jié)構(gòu)。隨著鈦含量的增加，晶粒大小的相應(yīng)降低清晰可見。圖5a、5b和5c在微觀尺度上顯示了三種合金所獲得的晶粒結(jié)構(gòu)。包含O. 02%*鈦的合金A呈現(xiàn)相對等軸的粗晶枝間結(jié)構(gòu)，見圖5a。包含O. 15% *鈦的合金B(yǎng)呈現(xiàn)晶粒細(xì)化結(jié)構(gòu)，一些初級枝晶臂仍然可見，見圖5b。包含O. 44% *鈦的合金C呈現(xiàn)晶粒完全細(xì)化的均勻結(jié)構(gòu)，見圖5c。增加鈦的重量％對合金的固化機(jī)理和固化結(jié)構(gòu)有影響。產(chǎn)生這些變化的固化機(jī)理是由于增強(qiáng)的晶粒細(xì)化(活化的！182和/或TiAl3的結(jié)果)與非活性的“被推擠的(pushed) ”TiB2顆粒之間的相互作用。這一相互作用使得合金熱裂的趨勢大幅降低，冷卻速率對晶粒大小的影響最小化并因而使不同厚度的整個部分的機(jī)械性能更加一致，改進(jìn)了表面光潔度，并且還顯著降低了獲得無縮松鑄件所需的原料金屬(feed metal)水平。根據(jù)所加鈦的量，加入的游離鈦通過兩種方式影響合金。首先,低于O. 15重量％的鈦的加入是處于亞包晶區(qū)；這意味著低于這一水平時，在鋁熔體中將不會形成TiAl3顆粒。但是晶粒成核理論認(rèn)為，在亞包晶水平上，在TiB2顆粒的表面會形成結(jié)構(gòu)上類似于TiAl3的原子級薄層，這有助于α-鋁的成核。正是通過這一機(jī)理，將TiB2加入鋁熔體中使得晶粒細(xì)化，因為TiB2顆粒起到α -鋁晶粒的異質(zhì)成核位點的作用。這些顆粒的效率被認(rèn)為在1-2 %的范圍內(nèi)，因此實際上只有相對少數(shù)的顆粒引發(fā)了晶粒；剩下的顆粒被生長中的鋁晶粒推擠到了晶界。因此，在本發(fā)明的合金中，向熔體中加入亞包晶水平的鈦基本上活化了合金中存在的TiB2顆粒。TiB2顆粒不僅單獨用于影響液態(tài)金屬的流動，而且它們還具有雙重作用，既能細(xì)化合金的晶粒結(jié)構(gòu)又能影響液態(tài)金屬流動和補(bǔ)縮機(jī)理。當(dāng)加入的TiB2僅單獨用作晶粒細(xì)化劑時，其加入量低至O. 004重量％，并且即便在這些含量下，成核效率也僅為1_2%。在本發(fā)明的一種合金中，TiB2的含量可以更高，因此有大量TiB2顆粒保持非活性狀態(tài)，這些顆粒在固化過程中被生長中的晶粒推擠至晶粒間區(qū)。這種顆粒推擠作用連同由于加入亞包晶水平的鈦而觀察到的晶粒細(xì)化作用產(chǎn)生了顯著的益處，如下 更細(xì)化的晶粒大小導(dǎo)致了更小更均勻的各個晶胞單元，在固化時這有助于合金中觀察到的質(zhì)量補(bǔ)縮運動。鋁合金在固化時收縮；這通常由于液態(tài)金屬流過枝晶間區(qū)以及收縮時不能被液態(tài)金屬補(bǔ)縮的區(qū)域形成稱為收縮孔的空隙而促進(jìn)。質(zhì)量補(bǔ)縮原理的作用基礎(chǔ)為，由于枝晶間區(qū)存在TiB2顆粒，對液體金屬流動存在足夠的抵抗力，而迫使合金通過液體/固體/顆粒附聚的整體運動來補(bǔ)縮。如果顆粒的分布非常均勻，這種補(bǔ)縮只有經(jīng)過一段持續(xù)的時間才能發(fā)生，而只有在晶粒大小小且均勻的情況下才能保證均勻的分布?！?TiB2顆粒既作為晶粒細(xì)化劑又作為固化/補(bǔ)縮調(diào)節(jié)劑的雙重作用顯著增加了對松心和熱裂的抵抗力，還形成了更均勻的鑄態(tài)結(jié)構(gòu)?！?TiB2顆粒在整個固化結(jié)構(gòu)中的均勻分布還使得產(chǎn)生更一致的機(jī)械性能并保持 了伸長率。細(xì)化的晶粒結(jié)構(gòu)令TiB2廣泛均勻地分布在整個固化結(jié)構(gòu)中，若非如此，則TiB2顆粒會簇聚在一起，并且作為脆性陶瓷會促進(jìn)合金內(nèi)的裂紋生長，從而顯著降低合金的延性。 就組分運行系統(tǒng)設(shè)計和補(bǔ)縮而言，從枝晶補(bǔ)縮到質(zhì)量補(bǔ)縮的轉(zhuǎn)變具有非常重要的意義。之前已知的鋁銅合金的最大問題之一在于，為了獲得無縮松鑄件，必須對鑄件補(bǔ)縮大量的液態(tài)原料金屬，因此材料產(chǎn)率非常低。這嚴(yán)重影響了合金的成本效益，大量新煉金屬被熔化制得相對少量的組件。質(zhì)量補(bǔ)縮運動使補(bǔ)縮需求大大降低，從而提高了每個鑄件的材料使用效率和能量輸入效率。但是在這個鈦濃度下，發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化高度依賴于冷卻速率。在緩慢冷卻區(qū)域可發(fā)生晶粒粗化，蜂窩狀結(jié)構(gòu)變得更呈球狀和枝晶狀，這對合金有負(fù)面作用，使其更易產(chǎn)生諸如熱裂和不能降低原料金屬需求等問題。因此根據(jù)本發(fā)明，具有該鈦含量的合金最適合用于快速冷卻體系，如壓鑄。當(dāng)游離鈦含量高于O. 15重量％時,鑒于鈦含量,合金會變成過包晶。高于這一含量時，鋁熔體中可形成TiAl3顆粒。向合金中加入過包晶水平的鈦可使晶粒大小預(yù)料外地進(jìn)一步降低并使材料固化行為發(fā)生進(jìn)一步極其重要的變化。通常，向已含有4-5重量％ TiB2的合金中加入過包晶水平的鈦預(yù)期對晶粒細(xì)化幾乎沒有額外作用，但是根據(jù)本發(fā)明，發(fā)現(xiàn)TiB2和TiAl3 二者的結(jié)合作用不僅減小了晶粒大小，而且還對于固化和補(bǔ)縮機(jī)理具有顯著影響，從而改進(jìn)了可鑄性。在過包晶區(qū)加入鈦使得TiAl3顆粒生成，其遠(yuǎn)高于液相線形成于鋁熔體中。TiAl3已顯示出是比TiB2更具潛力的晶粒細(xì)化劑，因此，在液態(tài)金屬中在固化之前就有大量的TiAl3顆粒連同TiB2顆粒一起懸浮。固化時TiAl3顆粒迅速成核形成非常大量的招晶粒，晶粒的生長被TiB2顆粒所抑制，因為這些顆粒被推擠到了晶界。同TiB2 —樣不是每個TiAl3顆粒都會成核形成晶粒，但是與TiB2不同的是TiAl3被增進(jìn)的生長前沿所卷入而不是被推擠，這對于維持合金的延性至關(guān)重要。TiAl3在熔體中的形成使得與加入亞包晶水平的鈦相比晶粒大小進(jìn)一步降低，并使得以高冷卻速率形成極細(xì)晶粒。但是更重要的是，這甚至能確保在緩慢冷卻的部分形成高度細(xì)化的晶粒結(jié)構(gòu)。晶粒細(xì)化仍然隨冷卻速率而變，但是高水平的晶粒細(xì)化意味著即使在緩慢冷卻速率下，晶粒大小仍然足夠細(xì)而允許質(zhì)量補(bǔ)縮發(fā)生。因此加入過包晶的鈦不僅可使之前在亞包晶合金中觀察到的晶粒保留到砂鑄和熔模鑄造技術(shù)之后，而且它們實際上還能促進(jìn)原料金屬的進(jìn)一步節(jié)省，從而增加材料產(chǎn)率并增加材料和能量效率。圖5a、b和c以及圖6說明了對晶粒結(jié)構(gòu)的上述效果。圖6a說明了在極低重量％的游離鈦存在下合金的微結(jié)構(gòu)，但該結(jié)構(gòu)是等軸的并且顯示出晶粒細(xì)化的一些跡象，但是細(xì)化水平卻非常低。圖6b顯示了具有最高達(dá)O. 15重量％的游離鈦的亞包晶微結(jié)構(gòu)。圖6b中，可以在鋁晶粒中心觀察到TiB2，并且不存在鋁化物顆粒，表明合金低于包晶閾值。圖6c顯示從O. 15重量％鈦至最高達(dá)1.0重量％鈦時，可在鋁晶粒中心觀察到TiAl3，表明鈦含量高于包晶閾值且鋁化物現(xiàn)在正起到成核顆粒的作用。根據(jù)冷卻速率，鈦的加入允許寬范圍的鑄態(tài)晶粒大小。圖7a和7b分別說明，在圖7a中顯示了異常細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)，它可以在冷卻速率極高時形成，而圖7b顯示了冷卻速率較低時的較粗的晶粒結(jié)構(gòu)；這些合金包含過包晶水平的鈦。
通常，如上文所解釋的，細(xì)化鑄造合金中的晶粒結(jié)構(gòu)和促進(jìn)質(zhì)量補(bǔ)縮運動所需的游離鈦的含量與由合金制成的鑄件的冷卻速率有關(guān)。通常，對大小相當(dāng)?shù)蔫T件來說，常規(guī)的砂鑄和熔模鑄造由于固有的低冷卻速率，需要高于包晶閾值的鈦含量。但是具有較高冷卻速率的鑄造方法，如壓鑄和非常冷硬的砂鑄，可以利用亞包晶水平的游離鈦來細(xì)化晶粒。在過包晶水平鈦的范圍內(nèi)觀察到的放大的質(zhì)量補(bǔ)縮現(xiàn)象允許顯著減少產(chǎn)生無縮松鑄件所需的原料金屬。典型的鋁合金需要大型的液態(tài)金屬池以供應(yīng)固化和收縮鑄件；如果從液態(tài)金屬放入供應(yīng)源中分離出一塊區(qū)域，隨著鑄件固化和收縮，就會形成縮松以補(bǔ)償體積的變化。如果結(jié)構(gòu)是質(zhì)量補(bǔ)縮且鑄件在固化過程的很早期階段就變?yōu)閮?nèi)聚結(jié)構(gòu)(coherent structure),并且如果在整個固化過程中液態(tài)金屬沒有枝晶間運動，那么松心現(xiàn)象發(fā)生的可能性非常小。這在鑄件制造中的實際效果是由給定量的金屬制得的鑄件產(chǎn)率大幅提高，S卩，可以由具體量的金屬鑄造的給定組件數(shù)目增加。這在鑄件的生產(chǎn)中和組件的后鑄造加工中均節(jié)約了成本和能量。此外，晶粒大小的減小和從枝晶結(jié)構(gòu)到蜂窩狀結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變減少了與表面相關(guān)的以及，尤為關(guān)鍵的是，內(nèi)部的松心。這直接影響了由合金鑄造的組件的疲勞性能，因為縮松是疲勞壽命的最不利因素之一?？紫锻ㄟ^充當(dāng)應(yīng)力集中點和通過減小承載區(qū)域，在負(fù)載疲勞的樣品中作為引發(fā)點，還影響裂紋擴(kuò)展和最終斷裂。本說明書中所有組成以重量百分比來表示在短語“不溶性顆?！敝?，“不溶性”是指至少基本不溶于合金的顆粒；“顆?！笆侵附饘兕w粒或金屬間化合物顆?；蛱沾刹牧项w粒。顆?？梢园?，例如，二硼化鈦或碳化硅、氧化鋁、二硼化鋯、碳化硼或氮化硼雖然上文僅描述了一種示例本發(fā)明的具體合金組成，但是本文也涉及其他合金組成并對其要求保護(hù)，示例本發(fā)明的合金可具有本說明書的任何部分所記載的合金組成、顆粒組成、顆粒大小、顆粒含量
坐寸ο本說明書和權(quán)利要求中所使用的詞語“包含”和“包括”及其變化形式意為所指定的特征、步驟或整體被包括其中。所述術(shù)語不應(yīng)被解釋為排除其他特征、步驟或組分的存在。
前述說明書或下述權(quán)利說明書或附圖中公開的、以其具體形式或以實現(xiàn)所公開的 功能的方式表達(dá)的特征，或者用于獲得所公開的效果的方法或過程，如果合適，可單獨地或以這些特征的任何結(jié)合，以其多種不同的形式用于實現(xiàn)本發(fā)明。
權(quán)利要求
1.一種鑄造用鋁銅合金，包括占據(jù)合金的枝晶間區(qū)的基本不溶性顆粒，所述鋁銅合金提供有游離鈦，其量足以使鑄造合金的晶粒結(jié)構(gòu)細(xì)化。
2.權(quán)利要求I的合金，其包括至少O.01%的鈦。
3.權(quán)利要求I或2的合金，其包括最高達(dá)O.15%的鈦。
4.權(quán)利要求I或2的合金，其包括高于O.15%的鈦。
5.前述權(quán)利要求之一的合金，其包括最高達(dá)I%的鈦。
6.權(quán)利要求5的合金，其包括最高達(dá)O.5%的鈦。
7.一種鋁銅合金，包括 Cu3.0-6.0% Mg0.0-1.5% Ag0.0-1.5% Mn0.0-0.8% Fe0.0-1.5%Si(UM.5% Zn0.0-4.0% Sb0.0-0.5% Zr0.0-0.5% Co IiiUM-I.0% 不溶性顆粒最高達(dá)211% 鋁及不可避急的雜質(zhì)佘量
8.一種合金，包括Cu4J-5.0% Mg0.2-0.5% Ag0·0-0·5%MnOJ-O.6%FeOJ-O.15% SIOJ-O.15%ZnOJ-1.8%Sb0J-0J%Zr0.0-0.5%Co0.0-0.5%Ti0.01-1.0%不溶性顆粒最高達(dá)10%4S反不可避免If雜質(zhì)佘量
9.一種合金，包括Cu4.0-5. )%M<i1).2-0.5%Ag0.4-1.0%Mn().0-0.6%Fe0.0-0.15%SI0.0-0.15% Zn0,0-1.8'. )Sb0.0-0.5%Zr0.0-0.5%Co0.0-0.5%Ti0.01-1,0%不溶性顆粒最高達(dá)10%粗及不可避免的雜質(zhì)余量
10.一種合金，包括Cu4.2-5.0%Mg0.2-0.5% Ag0.0-0.85%c Mn0.0-0.4%Fe0.0-0.15%SI0.0-0.15%Zn0,0-1.8%Sb0.0-0.5%Zr0.0-0.5% CoOJ-O.5%Ti0.01-1.0%不溶性顆粒1.5-9.0% 鋁及不可避免的雜質(zhì)余量
11.一種合金，包括Cu4.2-5.0%Mg0.2-0.5%Ag0.0- .85%Mn0.0-0.4%Fe0J-0.1S%SIOJ-O.15%Zn0 0-1·8%Sb0.0-0.5% Zr0J-0J% Co0J-0.5%TIOJl-1.0%不溶性顆粒4J-9.0% 招及不可避免的雜質(zhì)余量
12.—種合金，包括Cu4.2-5.0%Mg0.2-0.5%Ag0.45-0.85%Mn0.0-0.4%Fe0.0-0.15%SI -0.15%Zn0.0-1.8%Sb(}.U-".5% /r(UM).5%Co0.0-0.5%Ti0. 1- .0% 不溶性顆粒1.5-9.0% 鋁及不可避免的雜質(zhì)佘量
13.一種合金，包括Cu4.2-5. %Mg0.2-0.5%Ag0·45- ·85%Mn§.0-0.4%FeOJ-O.15%Si0.0-0.15%Zn0.0-1.8%Sb0.0-0.5%Zr0.0-0.5%CoOJ-O.5%Ti0.01-1.0%不溶性顆粒4.0-9.0% 鋁及不可避免的雜質(zhì)余量
14.前述權(quán)利要求之一的合金，其中不溶性顆粒具有的大小至少為約小于固態(tài)合金的枝晶臂間距/晶粒大小的數(shù)量級，且所述顆粒占據(jù)合金的枝晶間區(qū)/晶粒間區(qū)。
15.權(quán)利要求14的合金，其中不溶性顆粒的顆粒大小在O.5-25 μ m范圍內(nèi)。
16.權(quán)利要求14的合金，其中顆粒大小在O.5-15 μ m范圍內(nèi)。
17.權(quán)利要求14的合金，其中顆粒大小在O.5-5 μ m范圍內(nèi)。
18.前述權(quán)利要求之一的合金，包括至少O.5%的不溶性顆粒。
19.權(quán)利要求1-17之一的合金，包括最高達(dá)20%的不溶性顆粒。
20.前述權(quán)利要求之一的合金，其中所述顆粒包括二硼化鈦顆粒。
21.權(quán)利要求20的合金，包括O.5% -10%的二硼化鈦顆粒。
22.權(quán)利要求20的合金，包括3%-7%的二硼化鈦顆粒。
23.權(quán)利要求20的合金，包括4%的二硼化鈦顆粒。
24.權(quán)利要求20的合金，包括7%的二硼化鈦顆粒。
25.一種制成鑄件的方法，包括熔化前述權(quán)利要求之一的鋁銅合金，并將得到的合金引入模具內(nèi)。
26.權(quán)利要求25的方法，包括控制合金在模具內(nèi)的冷卻速率。
27.權(quán)利要求26的方法，其中合金如權(quán)利要求3或其任意從屬權(quán)利要求所述，且鑄件通過壓鑄或其他快速固化技術(shù)制成。
28.權(quán)利要求26的方法，其中合金如權(quán)利要求4或其任意從屬權(quán)利要求所述，且鑄件通過砂鑄或熔模鑄造制成。
29.—種鑄件，由權(quán)利要求1-24之一的合金制成，或通過權(quán)利要求25-28之一的方法制成。
30.一種合金，其基本如上文參照附圖和如附圖所示所述。
31.本文和/或附圖中所述的任意新特征或特征的新結(jié)合。
全文摘要
一種鋁銅合金，包括占據(jù)合金的枝晶間區(qū)的基本不溶性顆粒，所述鋁銅合金提供有游離鈦，其量足以使鑄造合金的晶粒結(jié)構(gòu)細(xì)化。
文檔編號C22C1/10GK102834535SQ201180018366
公開日2012年12月19日 申請日期2011年2月10日 優(yōu)先權(quán)日2010年2月10日
發(fā)明者J·福德, W·斯托德 申請人:阿羅米特國際股份公開有限公司