具体实施方式

在下文中，将参照附图如下描述本公开的实施例。

然而，本公开可按照许多不同的形式例示并且不应被解释为限于在此阐述的具体实施例。更确切地说，提供这些实施例使得本公开将是彻底的和完整的，并且将要把本公开的范围充分地传达给本领域技术人员。

应理解的是，当在说明书中使用术语“包括”和/或“包含”时，其列举存在所陈述的材料和/或成分，但不排除存在或添加一种或更多种其它材料和/或成分。

如在背景技术部分中所记载的，由于过共晶Al-Cu系合金中存在作为金属间化合物的初生Al₂Cu相，因此过共晶Al-Cu系合金在航空发动机的关键部件材料等领域具有良好的应用前景。

然而，初生Al₂Cu相在过共晶Al-Cu系合金中为粗大的枝晶形貌。图1中示出了根据现有技术的过共晶Al-40Cu合金的宏观组织和微观组织，图2中示出了根据现有技术的过共晶Al-50Cu合金的宏观组织。如图1和图2所示，在过共晶Al-40Cu系合金的宏观组织中，即可观察到初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌，其尺寸达到厘米级别并相互盘错。对于Cu含量非常高的过共晶Al-50Cu合金，初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌更为显著。在图1中示出的根据现有技术的过共晶Al-40Cu合金的微观组织中，红色箭头所标记的组织为粗大枝晶形貌的初生Al₂Cu相，初生Al₂Cu相的每个枝晶由多个板片状结构排列而成。

由于初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌导致过共晶Al-Cu系合金的合金熔体的流动性能差，从而导致成型性能差，从图1和图2中可见根据现有技术的过共晶Al-Cu系合金的表面粗糙，存在较多的缩松、缩孔等缺陷。由于过共晶Al-Cu系合金的组织缺陷，导致目前过共晶Al-Cu系合金的实际应用效果并不理想，因此限制了过共晶Al-Cu系合金的应用和推广。因此，如何改善过共晶Al-Cu系合金中的初生Al₂Cu相的形貌成为亟待解决的技术问题。

现阶段，对过共晶Al-Cu系合金中的初生Al₂Cu相的研究仍停留在通过定向凝固中不同冷却速度、不同初始成分、不同加热功率、不同抽拉速度及跃迁加速等各种参数来研究合金的组织演化规律。然而，这些手段都无法有效改善初生Al₂Cu相的形貌，并且还会导致制造工艺复杂化且生产成本显著提高。

根据本发明的实施例，可提供一种制造成本低且生产工艺简单的具有改善的初生Al₂Cu相的形貌的过共晶Al-Cu系合金。根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金可包括初生Al₂Cu相和TiC_B@TiBC晶种。

在申请人之前申请的公开号为CN111996424A的发明专利中详细描述了TiCB-Al晶种合金和包含在TiCB-Al晶种合金中的TiC_B@TiBC晶种。

TiC_B@TiBC晶种包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiC_B，壳部包覆核部的至少一部分并包含TiBC三元相。核部中的C含量高于壳部中的C含量，核部中的B含量低于壳部中的B含量。B掺杂型TiC_B是指B原子占据TiC_x晶体的C空位而形成的TiC_B相并且具有TiC_x晶体的晶格结构。B掺杂型TiC_B由TiC_xB_y表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相并且不具有TiC_x晶体的晶格结构，其中，x＜1。

在对TiC_B@TiBC晶种进行后续研究过程中，发明人发现通过在过共晶Al-Cu系合金中引入TiC_B@TiBC晶种，初生Al₂Cu相的形貌得到显著改善。

图1中还示出了根据本发明的实施例的含有0.04wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-40Cu合金的宏观组织和微观组织。通过比较发现，当向过共晶Al-40Cu合金中加入仅少量(基于过共晶Al-40Cu合金的总重量为0.04wt％)的TiC_B@TiBC晶种时，初生Al₂Cu相的形貌就可得到明显改善，表现为从宏观组织中看不出初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌，并且由于初生Al₂Cu相的枝晶形貌改善使得过共晶Al-Cu系合金的合金熔体的流动性能好，成型性能好，因此过共晶Al-Cu系合金的表面细腻，基本不存在缩松、缩孔等缺陷。另外，在含有0.04wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-40Cu合金的微观组织中，没有出现例如由红色箭头所标记的初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌。也就是说，在加入TiC_B@TiBC晶种后，初生Al₂Cu相的形貌得到明显改善，呈现细长板片状或块状形貌。

图2中还示出了根据本发明的实施例的含有0.1wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-50Cu合金的宏观组织，对于Cu含量非常高的过共晶Al-50Cu合金，在加入仅0.1wt％的TiC_B@TiBC晶种后，初生Al₂Cu相的形貌即可得到显著改善，并且缩松、缩孔情况也有较大改善。根据以上结合附图的描述可知，在过共晶Al-Cu系合金中引入TiC_B@TiBC晶种后，初生Al₂Cu相的形貌显著改善，因此解决了因初生Al₂Cu相的形貌导致的过共晶Al-Cu系合金脆性大的问题。

根据本发明的实施例，过共晶Al-Cu系合金中还可根据需要加入其它合金化元素(例如，Mn、Mg、Zn和Cu中的至少一种)，并且加入其它合金化元素并不影响TiC_B@TiBC晶种对初生Al₂Cu相的形貌改善效果。

根据本发明的实施例，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，Cu的含量可以为33.5wt％-53.0wt％，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为0.005wt％～4.0wt％。也就是说，Cu可以在33.5wt％-53.0wt％范围内取任意值，TiC_B@TiBC晶种可以在0.005wt％～4.0wt％范围内取任意值。

当TiC_B@TiBC晶种的含量小于0.005wt％时，对初生Al₂Cu相的形貌改善效果不够理想，当TiC_B@TiBC晶种的含量大于4.0wt％时，不会影响对Al₂Cu相的形貌改善效果，但由于加入过量的TiC_B@TiBC晶种可能会导致材料的浪费。

根据本发明的实施例，优选地，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为0.01wt％～2.5wt％。优选地，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为0.1wt％～1.0wt％。

以下，将描述根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金的制造方法。然而，应理解的是，根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金不受以下描述的制造方法的限制，通过其它方法制造的具有以上描述的结构的过共晶Al-Cu系合金也在本发明的保护范围内。

根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金材料的制备方法包括：(1)准备纯铝、纯铜及包含TiC_B@TiBC晶种的TiCB-Al晶种合金；(2)向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至680℃-730℃时向熔体中加入纯铜；(3)将熔体温度保持在720℃-780℃，添加TiCB-Al晶种合金，保温10min-60min；(4)熔体温度保持在700℃-730℃，对熔体进行精炼处理15min-40min，然后调整熔体温度至630℃-730℃，进行浇注得到过共晶Al-Cu系合金材料，其中，所述过共晶Al-Cu系合金包括初生Al₂Cu相和TiC_B@TiBC晶种，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，Cu的含量为33.5wt％-53.0wt％，TiC_B@TiBC晶种的含量为0.005wt％～4.0wt％。

根据发明的实施例，在步骤(1)中，可根据最终需要制备的过共晶Al-Cu系合金中的Cu和TiC_B@TiBC晶种的含量准备纯铝、纯铜和包含TiC_B@TiBC晶种的TiCB-Al晶种合金。

根据本发明的实施例，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，Cu的含量为33.5wt％-53.0wt％，TiC_B@TiBC晶种的含量为0.005wt％～4.0wt％。

优选地，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，TiC_B@TiBC晶种的含量为0.02wt％～1.5wt％。优选地，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，TiC_B@TiBC晶种的含量为0.1wt％～1.0wt％。

根据本发明的实施例，过共晶Al-Cu系合金中的TiC_B@TiBC晶种可通过加入TiCB-Al晶种合金而被引入。基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为0.5wt％-5.0wt％。

在步骤(2)中，在熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至680℃-730℃时向熔体中加入纯铜，并施加阶段性搅拌操作至完全溶解并促使熔体均匀化。如果温度低于680℃，则纯铜可能无法充分溶解，如果温度超过730℃，则温度太高可能导致合金熔体出现缩松、缩孔等缺陷。

在步骤(3)中，将熔体温度保持在720℃-780℃，然后添加TiCB-Al晶种合金，保温10min-60min，期间施加阶段性搅拌至TiCB-Al晶种合金充分发挥作用。温度低于720℃或温度高于780℃都会影响对初生Al₂Cu相的形貌改善效果。如果保温时间少于10min，则TiCB-Al晶种合金中的TiC_B@TiBC晶种无法充分发挥作用。如果保温时间超过60min，则会造成不必要的能源浪费。

在步骤(4)中，熔体温度保持在700℃-730℃，对熔体进行精炼处理15min-40min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至630℃-730℃，进行浇注得到根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金材料。溶体温度超出700℃-730℃的温度范围、精炼处理时间超出15min-40min的时间范围，都会影响精炼效果。另外，溶体温度超出630℃-730℃的浇注温度范围会影响铸件质量。

以下，描述根据本发明的实施例的过共晶Al-Cu系合金的三个具体实施例及其制造方法。

实施例1

根据实施例1，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，过共晶Al-Cu系合金包括40wt％的Cu和0.04wt％的TiC_B@TiBC晶种。

在制造实施例1的过共晶Al-Cu系合金时，根据Cu含量和TiC_B@TiBC晶种准备纯铝、纯铜及TiCB-Al晶种合金。其中，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为1.5wt％。

然后，向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至700℃时向熔体中加入纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解并促使熔体均匀化。

接着，对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，熔体温度保持在725℃，添加TiCB-Al晶种合金，保温10min-60min，期间施加阶段性搅拌。

将熔体温度保持在720℃，对熔体进行精炼处理30min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至660℃，进行浇注得到根据实施例1的过共晶Al-Cu系合金。

图1是根据现有技术的过共晶Al-40Cu合金、根据示例1的含有0.04wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-40Cu合金的宏观组织和微观组织的对比。参照图1中未添加晶种合金的过共晶Al-40Cu合金的宏观组织和微观组织，可以看出初生Al₂Cu相异常粗大至厘米级别，凝固表面粗糙、多缩孔、Al₂Cu枝晶盘错。另外，参照图1中添加0.04wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-40Cu合金的宏观组织和微观组织，与未添加TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-40Cu材料相比，初生Al₂Cu相平均晶粒尺寸由数个厘米细化至230μm左右，且其形貌由发达枝晶变为细长板片状或块状，凝固表面细腻、基本无缩松、缩孔缺陷。

实施例2

根据实施例2，基于100wt％的过共晶Al-Cu系合金，过共晶Al-Cu系合金包括50wt％的Cu和0.1wt％的TiC_B@TiBC晶种。

在制造实施例1的过共晶Al-Cu系合金时，根据Cu含量和TiC_B@TiBC晶种准备纯铝、纯铜及TiCB-Al晶种合金。其中，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiC_B@TiBC晶种的含量可以为1.5wt％。

然后，向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至710℃时向熔体中加入纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解并促使熔体均匀化。

接着，对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，熔体温度保持在740℃，添加TiCB-Al晶种合金，保温10min-60min，期间施加阶段性搅拌。

将熔体温度保持在715℃，对熔体进行精炼处理25min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至690℃，进行浇注得到根据实施例2的过共晶Al-Cu系合金。

图2是根据现有技术的过共晶Al-50Cu合金、根据示例2的含有0.1wt％的TiC_B@TiBC晶种的过共晶Al-50Cu合金的宏观组织对比。对于Cu含量非常高的过共晶Al-50Cu合金，在没有添加TiC_B@TiBC晶种时，初生Al₂Cu相的粗大枝晶形貌更为显著，凝固表面及其粗糙。在添加TiC_B@TiBC晶种之后，初生Al₂Cu相的粗大枝晶变为细小，且过共晶Al-50Cu合金凝固表面得到明显改善、基本无缩松、缩孔缺陷。

如上所述，根据本发明的实施例，通过在过共晶Al-Cu系合金中引入TiC_B@TiBC晶种，初生Al₂Cu相的形貌显著改善，由粗大枝晶变为细长板片状或块状，因此解决了因初生Al₂Cu相的形貌导致的过共晶Al-Cu系合金脆性大的问题。

另外，根据本发明的实施例，由于无需复杂的工艺和高成本的材料，就可改善初生Al₂Cu相的形貌，因此，本发明可提供一种制造成本低且生产工艺简单的具有改善的初生Al₂Cu相的形貌的过共晶Al-Cu系合金。

虽然已表示和描述了本公开的一些实施例，但本领域技术人员应该理解，在不脱离由权利要求及其等同物限定其范围的本公开的原理和精神的情况下，可以对这些实施例进行修改。