CN107475586B - 一种高强高韧多元Al-Cu合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种制备高强高韧的多元Al‑Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al‑Cu合金,所述多元Al‑Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。通过原料成分的配比,基于Al‑Cu合金体系进行微合金化成分设计,并结合3D喷射成形‑快速凝固技术来制备轻质弹壳用高强高韧的多元Al‑Cu合金材料。本发明的多元Al‑Cu合金材料的晶粒细小、组织均匀,具有高强高韧性能。根据多元Al‑Cu合金的结构与性能,选择合理的弹壳制备工艺,不但可以符合各种轻质弹壳的使用要求,还可应用于短程、中程甚至远程导弹的外壳及发射部件;具有巨大的经济效益。
Description
技术领域
本发明涉及多元Al-Cu合金材料领域,更具体地,涉及高强高韧多元Al-Cu合金及其制备方法和应用。
背景技术
铝合金是工业中应用最广泛的一类有色金属结构材料,因其密度低,强度比较高,接近或超过普通钢,塑性好,具有优良的导电性、导热性、抗蚀性等性能,可加工成各种型材,已广泛用于航空航天、工程机械及海洋船舶等领域。
随着我国航母的高速发展和远海作战能力的增强,传统的铁质、铜质弹壳已难以满足海、空军对子弹质量轻、耐腐蚀、数量大、价格低的要求,国家从战略层面急需研发出铝质弹壳,以提升我军远海作战能力。目前美国已成功开发出铝弹壳并装备部队,我国尚处于研发阶段,因此,急需开发一种同时具有高强度高韧性的铝合金材料。
铝弹壳材料在深冲成形过程中变形量大,除要求有高的强度外还必须有非常优良的韧性,这就要求铝合金材料必须具有高强度、高韧性性能。
采用常规的铸造法和粉末冶金法很难保证Al-Cu合金材料的均匀性,以及消除合金中成分偏析、孔洞等缺陷,因而无法达到弹壳用材料高强高韧的性能要求。
发明内容
本发明要解决的一个技术问题是针对传统方法制备的Al-Cu合金材料无法达到弹壳用材料高强高韧的性能要求的不足,提供一种高强高韧多元Al-Cu合金,通过原料成分的配比,基于Al-Cu合金体系进行微合金化成分设计,并结合3D喷射成形-快速凝固技术来制备轻质弹壳用高强高韧的多元Al-Cu合金材料。
本发明要解决的另一技术问题是提供高强高韧的多元Al-Cu合金在轻质弹壳制备中的应用,并同时公开了此种弹壳的制备方法。
本发明的发明目的通过以下技术方案予以实现:
提供一种制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,所述多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。
进一步地,所述多元Al-Cu合金由以下质量百分比的合金成分组成:
Cu:4.0~5.0wt.%
Mn:0.3~0.6wt.%
Ni:0.1~0.3wt.%
V:0.05~0.10wt.%
Sc:0.02~0.05wt.%,
杂质Si、Fe元素的含量控制在0.01wt.%以下,余量为Al元素,上述所有合金成分之和为100%。
为了保证合金高强度的同时提高其韧性,本发明基于Al-Cu合金体系优选Cu含量适中、不含Mg的合金。对合金元素进行选择,科学地设计其成分含量,通过喷射成形设备制备出具有高强高韧性能的多元Al-Cu合金。
进一步地,所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,包括以下步骤:
S1.取纯度为99.98%的纯铝置于石墨坩埚熔炼炉中,在800~860℃下,加热至全部变为熔融态;
S2.依次加入Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金,降低温度至700~720℃,充分搅拌后,静置15~25min;然后采用通入纯度为99.99%的无水高纯氮气的方法除渣,时间为30~60min;将打渣剂加到铝液表面,静置15~25min后扒渣,得到合金熔体;
S3.采用铝合金喷射成形设备对步骤S2的合金熔体进行喷射成形,制备出多元Al-Cu合金沉积坯。所述氮气的压力为1.0~2.0Mpa,氮气的温度为-25~-15℃,合金熔体的喷射温度为700~720℃,冷却速度约为103~105K/s;喷射距离为
200~300mm。
更进一步优选地,所述步骤S3中,所述氮气的温度为-25℃,所述合金熔体的喷射温度为720℃。
为了实现合金的高强度、高韧性,本发明基于3D喷射成形-快速凝固技术来制备超细晶合金坯料。将熔融金属或合金在惰性气氛中雾化,形成液滴喷射流,直接喷射在较冷的基体上,经过撞击、聚结、凝固而形成沉积物,从而实现增材制备三维坯件的目的;这种沉积坯可以立即进行锻造、挤压或轧制加工,性能良好,为后续产品的加工提供良好的基础。
进一步地,所述喷射距离为200mm。
进一步地,所述多元Al-Cu合金的沉积坯的平均晶粒直径为5um。
进一步地,所述Al-Cu合金的沉积坯的理论密度为98.7%~99.2%。
通过采用3D喷射成形-快速凝固技术来制备多元Al-Cu合金,其晶粒形貌以等轴晶为主,组织均匀,无明显的缺陷。这种致密、均匀、等轴、超细晶粒组织为后续模锻和高速旋压大塑性变形奠定了基础,确保了合金的高强高韧性能。
本发明的另一目的在于,公开由上述方法制备得到的多元Al-Cu合金。
本发明的另一目的在于,公开高强高韧的多元Al-Cu合金用于制造轻质弹壳。
进一步地,所述高强高韧的多元Al-Cu合金的应用于制备轻质弹壳的方法,包括以下步骤:
Y1.将上述多元Al-Cu合金的沉积坯,尺寸为加工成直径为10~80mm,高度为20~50mm的坯件,放入相应的钢模中,在液压机上进行模锻,所述模锻的温度为20~25℃,模锻压头下行运动速度为3~7mm/s;形成多元Al-Cu合金模锻件;
Y2.将步骤Y1所述多元Al-Cu合金模锻件在490~505℃下,固溶0.5~1h后室温水冷,再在250~270℃下时效10~14h后空冷;
Y3.将步骤Y2所述多元Al-Cu合金模锻件在温度为25℃下,进行旋压加工,旋压机转速为2000~5000r/min,通过调整旋压轮之间的距离,加工成所述轻质弹壳。
步骤Y2中对Al-Cu合金模锻件进行热处理后,多元Al-Cu合金锻件中形成了大量的强化相,如:CuAl2、(CuNiV)2Al3、Cu2Mn3Al20等,微量Sc的加入显著细化了上述析出相的尺寸。弥散分布的析出相,不仅提高了合金的强度,还显著改善了合金的韧性。
为进一步提高多元Al-Cu合金的沉积坯的致密度和强韧性,本发明基于模锻+高速旋压相结合的大塑性变形技术,实现微合金化效率的最大化和合金的高强韧性能。
与现有技术相比,本发明的有益效果:
本发明创造性地公开了一种制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,通过3D喷射成形-快速凝固技术制备多元Al-Cu合金,有效解决了常规铸造法和粉末冶金法存在的问题,可以制备出晶粒细小、组织均匀以及无成分偏析的高强高韧Al-Cu合金。
本发明的多元Al-Cu合金是将多元微合金技术、3D喷射成形-快速凝固技术和大塑性变形技术三者完美结合,实现微合金化效率的最大化和合金的高强韧性能;根据多元Al-Cu合金的结构与性能,选择合理的弹壳制备工艺,使得该多元Al-Cu合金不但可以符合各种轻质弹壳的使用要求,还可应用于短程、中程甚至远程导弹的外壳及发射部件。实用性极强,且具有巨大的经济效益。
附图说明
图1为本发明的3D喷射成形-快速凝固原理图。
图2为本发明的多元Al-Cu合金的沉积坯的EBSD照片。
图3为本发明的合金坯件模锻示意图。
图4为实施例4的多元Al-Cu合金模锻件TEM图片。
图5为本发明的多元Al-Cu合金模锻件旋压示意图。
图6为实施例7和实施例8的多元Al-Cu合金拉伸过程中的应力-应变曲线。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例进一步详细说明本发明。为方便说明,本发明下述实施例采用的试剂、仪器和设备等例举如下,但并不因此限定本发明。
本发明公开了一种高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成;其中,多元Al-Cu合金由以下质量百分比的合金成分组成:
Cu:4.0~5.0wt.%
Mn:0.3~0.6wt.%
Ni:0.1~0.3wt.%
V:0.05~0.10wt.%
Sc:0.02~0.05wt.%,
杂质Si、Fe元素的含量控制在0.01wt.%以下,余量为Al元素,上述所有合金成分之和为100%。
本发明对合金元素进行科学选择,并设计其成分含量,多元Al-Cu合金的各种合金元素在铝合金中的作用如下:
Cu元素:铝合金中Cu是重要的合金元素,Cu在Al中的溶解度随温度降低急剧减小,548℃时Cu在α-Al中的最大溶解度为5.65%,温度降到302℃时,Cu的溶解度为0.45%。在固溶后进行时效时,析出的CuAl2具有明显的时效强化效果。此外Cu还有一定的固溶强化效果,Cu固溶在铝合金中,其机械性能提高,切削性变好,不过耐蚀性降低,容易发生热间裂痕。铝合金中Cu含量通常在2~10%,铜含量在4~6%时强化效果最好,所以大部分硬铝合金的含Cu量处于这范围。Cu在铝合金中的作用主要就是在时效时弥散析出CuAl2,起时效强化效果。
Mn元素:Mn元素影响铝合金的再结晶过程,提高再结晶温度,并能显著细化再结晶晶粒。再结晶晶粒的细化主要是通过MnAl6化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍作用。MnAl6的另一作用是能溶解杂质铁,形成(Fe、Mn)Al6,减小铁的有害影响。
Ni元素:和Cu一样,有增加抗拉强度和硬度的倾向,对耐蚀性影响很大。想要改善高温强度和耐热性,有时就加入Ni,但在耐蚀性及热导性方面有负面影响。
V元素:V在铝合金中形成VAl11高熔点化合物,在熔铸过程中起细化晶粒作用。V有细化再结晶组织、提高再结晶温度的作用。
Sc元素:Sc元素提高铝合金的强度、韧性、耐热性、耐蚀性和可焊性,铝合金中加入Sc后会析出高熔点弥散相Al3Sc,可细化晶粒和提高强度,此外Al3Sc本身细小均匀,可以细化铸态组织,从而改善合金的焊接性能。
Fe、Si元素:Fe和Si在是有害杂质,在合金中是不可避免的,主要来自原材料、熔炼和铸造中使用的工具和设备。这些杂质主要以硬而脆的FeAl3和游离的Si形式存在,还可以与Mn、Cr形成粗大化合物,在室温下很难溶解,起到缺口作用,容易成为裂纹源而使材料发生断裂。对于延伸率,特别对合金的断裂韧性有非常不利的影响。因此,本多元Al-Cu合金在设计时对Fe、Si杂质进行严格的控制。
本发明解决了常规铸造法和粉末冶金法难以制备晶粒细小、组织均匀、无成分偏析的高强韧Al-Cu合金材料的难题。
如图1所示,3D喷射成形-快速凝固技术的基本原理为:将金属原料置于石墨坩埚熔炼炉101中加热至熔融态,将高压惰性气体通过冷凝管102,将熔融金属或合金在惰性气氛中雾化,形成液滴喷射流103,直接喷射在较冷的基体上,经过撞击、聚结、凝固而形成沉积物104,从而实现增材制备三维坯件的目的;这种沉积物可以立即进行锻造、挤压或轧制加工,也可以是近终产品。
实施例1
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体包括以下步骤:
S1.取纯度为99.98%的纯铝置于熔炼炉中,在800℃下,加热至全部变为熔融态;
S2.依次加入Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金,降低温度至720℃,充分搅拌后,静置15~25min;然后采用通入纯度为99.99%的无水高纯氮气的方法除渣,时间为30min;将打渣剂加到铝液表面,静置15~25min后扒渣,得到合金熔体;
S3.采用铝合金喷射成形设备对步骤S2的合金熔体进行喷射成形,制备出多元Al-Cu合金沉积坯,氮气的压力为1.0~2.0Mpa,氮气的温度为-25℃,合金熔体的喷射温度为720℃,冷却速度约为103~105K/s;其中,喷射距离为200mm,沉积坯的尺寸为
本实施例中选用的打渣剂为JY-D1,按铝合金熔体量的0.1%~0.2%加入,主要成分为氯盐和氟盐。
实施例2
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体的制作步骤与实施例1相同,其不同之处在于:步骤S1中的熔炼温度为820℃,步骤S2中,中间合金的降低温度至700℃,然后采用通入纯度为99.99%的无水高纯氮气的方法除渣,时间为60min;其余步骤与实施例1相同。制备得到喷射形成多元Al-Cu合金的沉积坯,该沉积坯的尺寸为
实施例3
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体的制作步骤与实施例1相同,其不同之处在于:步骤S1中的熔炼温度为840℃,步骤S3中的氮气的温度为-15℃,合金熔体的喷射温度为700℃;其余步骤与实施例1相同。制备得到喷射形成多元Al-Cu合金的沉积坯,该沉积坯的尺寸为
实施例4
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体的制作步骤与实施例1相同,其不同之处在于:步骤S1中的熔炼温度为840℃,喷射距离为250mm,其余步骤与实施例1相同。制备得到喷射形成多元Al-Cu合金的沉积坯,该沉积坯的尺寸为
实施例5
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体的制作步骤与实施例1相同,其不同之处在于:步骤S1中的熔炼温度为840℃,喷射距离为300mm;其余步骤与实施例1相同。制备得到喷射形成多元Al-Cu合金的沉积坯,该沉积坯的尺寸为
实施例6
本实施例提供的制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,将原料加热成熔融状态,再通过铝合金喷射成形设备进行喷射成形,形成多元Al-Cu合金,多元Al-Cu合金由Al、Cu、Mn、Ni、V、Sc和杂质Si、Fe元素组成。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。
具体的制作步骤与实施例1相同,其不同之处在于:步骤S1中的熔炼温度为860℃,喷射距离为300mm,其余步骤与实施例1相同。制备得到喷射形成多元Al-Cu合金的沉积坯,该沉积坯的尺寸为
对比例1
本对比例提供的多元Al-Cu合金的方法,与实施例1相同,采用纯铝、Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金作为原料,上述所有合金成分之和为100%。由以下质量百分比的合金成分组成:如表1所示。
具体的制作步骤与实施例4相同。
对比例2
本对比例提供的多元Al-Cu合金的方法,选用与实施例4相同的原料配比,其步骤包括:取纯度为99.98%的纯铝置于熔炼炉中,在820℃加热至全部变为熔融态;依次加入一定量的Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金,降低温度至700℃,充分搅拌后静置25min,然后采用通入纯度为99.99%的无水高纯氮气的方法除渣,时间为40min;将打渣剂加到铝液表面,静置20min后扒渣;将铝液浇入的钢模中,最后形成多元Al-Cu合金坯料,合金的成分组成如表1所示。
表1
为了进一步验证上述实施例1~6及对比例1~2的性能,按照表1中的成分配比制备出多元Al-Cu合金坯料,然后再加工成拉伸试样进行力学性能测试,主要性能指标数据见表2。
表2
由表2所知,实施例1~6多元Al-Cu合金材料的力学性能明显优于对比例1~2。其中实施例4的强度和韧性最佳,将实施例4所制得的沉积坯制备成试样,进行EBSD分析,其组织结构及晶粒形貌如图2所示,多元Al-Cu合金沉积坯的平均晶粒直径约为5um,坯件基本致密,是理论密度的98.7%,晶粒形貌以等轴晶为主,组织均匀,没有观察到明显的缺陷。
实施例1~6与对比例1相比较,本发明的微合金化成分设计(实施例4)明显优于对比例1及其它实施例中的合金成分设计,采用同样的制备工艺,实施例1~6的性能均优于对比例1。
而实施例4与对比例2相比较,本发明采用的3D喷射成形-快速凝固技术制备出的多元Al-Cu合金,明显优于对比例2中用常规方法制备的多元Al-Cu合金。
由上述可知通过原材料成分配比,基于Al-Cu合金体系进行微合金化成分设计,并结合3D喷射成形-快速凝固技术制备的多元Al-Cu合金材料的强度和韧性均较高。
实施例7
本实施例提供了高强高韧的多元Al-Cu合金在制造轻质弹壳上的应用,选用上述实施例中的最佳实施例4所制备出的多元Al-Cu合金的沉积坯,其制备轻质弹壳的方法包括以下步骤:
Y1.将上述多元Al-Cu合金的沉积坯,沉积坯的尺寸为加工成直径为20mm,高度为35mm的坯件,放入内孔尺寸为钢模中,如图3所示,在液压机上进行模锻,将合金坯件1放入钢模204中,通过上冲压头201和下冲压头202的相向运动,模锻的温度为25℃,上冲压头201下行运动速度为7mm/s;制备出多元Al-Cu合金模锻件203;
Y2.将步骤Y1所述的多元Al-Cu合金模锻件在490℃下,固溶1h后,室温水冷,再在250℃下时效10h后空冷;
Y3.将步骤Y2所述多元Al-Cu合金模锻件在温度为25℃下,进行旋压加工,如图5所示,旋压杆301转速为3000r/min,通过调整旋压轮302之间的距离,加工成轻质弹壳。
实施例8
本实施例提供了高强高韧的多元Al-Cu合金在制造弹壳上的应用,选用上述实施例中的最佳实施例4所制备出的多元Al-Cu合金的沉积坯,其制备轻质弹壳的方法与实施例7相同,其不同之处在于:
步骤Y2的固溶温度为505℃,固溶时间为0.5h,室温水中冷却后,在270℃的温度下时效10h后空冷。其余步骤与实施例7相同。
实施例7和实施例8制备试样的透射电镜(TEM)照片分别如图4(a)和图4(b)所示。由图可见,实施例8试样中的析出相数量明显多于实施例7,且分布更为均匀。热处理后锻件中形成了大量的弥散析出相,如:CuAl2、(CuNiV)2Al3、Cu2Mn3Al20等,微量Sc的加入显著细化了上述析出相的尺寸,平均尺寸小于100nm。弥散分布的析出相,不仅提高了合金的强度,还显著改善了合金的韧性。
将实施例7和实施例8旋压后的产品上取拉伸试样进行室温拉伸,拉伸速度为10mm/min,试样拉伸过程中的应力-应变曲线如图6所示。可见,实施例8的多元Al-Cu合金具有更好的室温拉伸性能,其室温拉伸强度为618MPa,屈服强度为465MPa,伸长率为20%。
本发明的多元Al-Cu合金是将多元微合金技术,3D喷射成形-快速凝固技术,大塑性变形技术三者完美结合,实现微合金化效率的最大化和合金的高强韧性能;根据多元Al-Cu合金的结构与性能,选择合理的弹壳制备工艺,使得该多元Al-Cu合金不但可以符合各种弹壳的使用要求,还可应用于短程、中程甚至远程导弹的外壳及发射部件。实用性极强,且具有巨大的经济效益。
发明人声明,本发明通过上述实施例来说明本发明的详细工艺设备和工艺流程,但本发明并不局限于上述详细工艺设备和工艺流程,即不意味着本发明必须依赖上述详细工艺设备和工艺流程才能实施。所属技术领域的技术人员应该明了,对本发明的任何改进,对本发明产品各原料的等效替换及辅助成分的添加、具体方式的选择等,均落在本发明的保护范围和公开范围之内。
Claims (8)
1.一种制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,其特征在于,所述多元Al-Cu合金由以下质量百分比的合金成分组成:
Cu:4.0~5.0wt.%
Mn:0.3~0.6wt.%
Ni:0.1~0.3wt.%
V:0.05~0.10wt.%
Sc:0.02~0.05wt.%,
杂质Si、Fe元素的含量控制在0.01wt.%以下,余量为Al元素,上述所有合金成分之和为100%;其制备步骤包括:
S1.取纯度为99.98%的纯铝置于石墨坩埚熔炼炉中,在800~860℃下,加热至全部变为熔融态;
S2.依次加入Al-40Cu、Al-30Mn、Al-10Ni、Al-5V和Al-5Sc中间合金,降低温度至700~720℃,充分搅拌后,静置15~25min;然后采用通入纯度为99.99%的无水高纯氮气的方法除渣,时间为30~60min;将打渣剂加到铝液表面,静置15~25min后扒渣,得到合金熔体;
S3.采用铝合金喷射成形设备对步骤S2的合金熔体进行喷射成形,制备出多元Al-Cu合金沉积坯;所述氮气的压力为1.0~2.0MPa,氮气的温度为-25~-15℃,所述合金熔体的喷射温度为700~720℃,冷却速度为103~105K/s;喷射距离为200~300mm。
2.根据权利要求1所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,其特征在于,所述步骤S3中,所述氮气的温度为-25℃,所述合金熔体的喷射温度为720℃。
3.根据权利要求1所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,其特征在于,所述喷射距离为200mm。
4.根据权利要求1所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,其特征在于,所述多元Al-Cu合金的沉积坯的平均晶粒直径为5um。
5.根据权利要求1所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法,其特征在于,所述Al-Cu合金的沉积坯的理论密度为98.7%~99.2%。
6.一种根据权利要求1~5任意一项所述制备高强高韧的多元Al-Cu合金的方法制备得到的多元Al-Cu合金坯料。
7.一种根据权利要求6所述高强高韧的多元Al-Cu合金坯料的应用,其特征在于,所述多元Al-Cu合金坯料用于制造轻质弹壳。
8.一种根据权利要求7所述高强高韧的多元Al-Cu合金坯料应用于制备轻质弹壳的方法,其特征在于,包括以下步骤:
Y1.将上述多元Al-Cu合金沉积坯,尺寸为加工成直径为10~80mm,高度为20~50mm的坯件,放入相应的钢模中,在液压机上进行模锻,所述模锻的温度为20~25℃,模锻压头下行运动速度为3~7mm/s;制备出多元Al-Cu合金模锻件;
Y2.将步骤Y1所述多元Al-Cu合金模锻件在490~505℃下,固溶0.5~1h后室温水冷,再在250~270℃下时效10~14h后空冷;
Y3.将步骤Y2所述多元Al-Cu合金模锻件在温度为25℃下,进行旋压加工,旋压机转速为2000~5000r/min,通过调整旋压轮之间的距离,加工成所述轻质弹壳。
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