CN113943879B - 一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法 - Google Patents

一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强高韧Al‑Cu‑(Al‑Ti‑Nb‑B)合金及其制备方法，根据热力学计算确定Al‑Ti‑Nb‑B中间合金的Ti：Nb＝1：1，并采用氟盐反应法制备，采用热挤压法对Al‑Ti‑Nb‑B中间合金进行再加工。本发明Al‑Cu‑(Al‑Ti‑Nb‑B)合金的质量百分比的组分组成为，5％的Cu，0.005‑0.0125％的Ti，0.005‑0.0125％的Nb，0.001‑0.0025％的B，余量为Al；合金的物相为，NbAl3、TiAl3、TiB2、NbB2细化及强化物相中的一种及多种，其余为Al2Cu及α‑Al相。其制备方法为：Al‑Ti‑Nb‑B中间合金的制备及热挤压再加工；Al‑Cu合金熔体的熔炼和晶粒细化过程；铸态合金的制备和T6热处理。所得合金的α‑Al相的晶粒尺寸小于90微米；最高室温屈服强度为190.4MPa，抗拉强度达到360.0MPa，最高延伸率为25.2％。降低了生产成本，扩展了应用范围。

Description

一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及有色金属材料及冶金领域，具体涉及一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法。
背景技术
铝合金因其资源丰富、比重低、机械性能好、耐腐蚀性好、导电性能好等优点而成为目前最受欢迎的有色金属，在航空航天、汽车、船舶、建筑、包装、机械工业、3C和能源分配等领域得到了广泛的应用。除了上述传统用途外，铝合金还被用作搅拌铸造、粉末冶金和机械铣磨等金属基复合材料的基体材料。目前，铝材的用量之多，范围之广，仅次于钢铁，成为第二大金属材料。
一般铸造铝合金包括Al-Si系、Al-Cu系、Al-Mg系和Al-Zn系，其中Al-Cu合金相较于其它体系具有较高的强度和高温性能。Al-Cu合金中，Cu的最大溶解度为5.65％，Cu原子一部分溶解在α-Al基体中，产生固溶强化，另一部分生成共晶θ相-Al2Cu，两种因素均起到提高合金强度的作用。铸造Al-Cu合金中Cu含量在4％～6.8％时强化效果最好，所以大部分Al-Cu合金牌号的含铜量处于这个范围。但Al-5Cu合金的强度在200MPa左右，仍旧不满足大于250MPa的服役条件，其原因是Al-Cu合金组织中α-Al基体枝晶与共晶相Al2Cu过于粗大，并且Al2Cu属于脆性相，导致强塑性降低。并且在铸造过程中，Al-5Cu合金的热裂倾向严重，原因是其固液相线较宽，在凝固后期，粗大的枝晶臂周围包覆着一层液膜，阻碍枝晶间液相的补料，导致热裂纹的产生，降低铸造成品率。这些缺陷一定程度上限制了Al-5Cu合金的生产应用。
根据Hall-Patch公式，晶粒细化可以同时提升Al-5Cu合金的强度和塑性，而在合金中加入具有细化晶粒作用的元素，是目前商用铝合金材料的制备中最经济有效的方法，其原理是加入的元素可以在α-Al基体中形成大量细小弥散的金属间化合物，成为异质形核质点。现有文献1，(《Recent advances in grain refinement of light metals andalloys》)，M.A.Easton等人论述了细化后的合金组织中枝晶呈细小的等轴状，对枝晶间液相的补料阻碍作用减弱，有效缓解了热裂倾向。并且通常在合金中加入细化剂后，1％～2％的金属间化合物可以作为母体合金的有效形核质点，其余颗粒可以作为第二相产生强化作用。因此，针对Al-Cu合金的细化剂，不仅需要将晶粒尺寸细化至100微米以下，此时的晶粒呈细小等轴状，可有效降低热裂倾向，还需要提供强韧的第二相颗粒，使其力学性能大幅度提升。
现有文献2，(《Influence of a new kind of Al–Ti–C master alloy on themicrostructure and mechanical properties of Al–5Cu alloy》)，Wang等人通过在Al-5Cu中对比了Al-5Ti-B和Al-5Ti-0.75C两款细化剂对晶粒尺寸和力学性能的影响。Al-5Ti-B可为基体提供的金属间化合物为TiAl3和TiB2，Al-5Ti-0.75C可提供TiAl3和TiC。对比两款细化剂的细化效果发现，Al-5Cu-0.2(Al-5Ti-B)合金中，TiB2颗粒可将α-Al基体晶粒尺寸从～1000微米左右细化至～120微米左右，而Al-5Cu-0.2(Al-5Ti-0.75C)中，TiC颗粒可将α-Al基体晶粒尺寸细化至～50微米左右。Al-5Ti-0.75C优异的细化效果得益于基体中TiC颗粒分布更加均匀，且颗粒尺寸在0.2～1.0微米之间，处在α-Al异质形核的最佳形核尺寸区间。对比两款细化剂对Al-5Cu力学性能的影响发现，Al-5Cu-0.2(Al-5Ti-B)合金的抗拉强度为240.4MPa，延伸率为10.5％，Al-5Cu-0.2(Al-5Ti-0.75C)合金的抗拉强度为260.4MPa，延伸率为11.5％。Al-5Cu-0.2(Al-5Ti-0.75C)力学性能的提升一方面归因于细晶强化，另一方面归因于细化的组织经热处理后，析出了更多θ'相，并且分布更加均匀，形貌更加细小。
但该项技术存在的问题是：1、经Al-5Ti-B和Al-5Ti-0.75C细化后的Al-5Cu合金虽然力学性能有所提升，但由于金属间化合物自身TiB2和TiC不属于强化相，导致力学性能提升不够明显；2、经Al-5Ti-B细化后的晶粒尺寸大于100微米，可观察到明显的枝晶臂，对热裂的缓解效果有待提高；3、TiC颗粒在熔体中不稳定，极易与液态Al发生反应生成Al4C3，进而发生细化衰退现象。以上问题在文献3，(《Al-Ti-B-C晶种合金及其对Al-Cu合金的微细化与强韧化》)也可证明。
基于上述原因，研究人员尝试找到一种具备第二相强化效应的细化剂。现有文献4，(《Crystallographic study of grain refinement of Al by Nb additon》)，Wang等人证明了Nb元素可以有效细化纯Al，原因是Nb与Al反应生成NbAl3，其晶体取向关系与α-Al基体匹配良好，可作为有效的细化颗粒。另有文献5，中国专利CN101805845A(《Li-Nb-RE高强耐热铝合金材料及其制备方法》)，张中可等人通过在Al-Cu合金中加入Nb元素有效提升了合金的室温和高温抗拉强度，原因是NbAl3是一种高温强化相，弥散分布于基体晶界，起到了良好的强化作用。另有文献6，(《Restricting the growth of Mg2Si precipitates andretrieval of ductility by adding trace Nb in A357 cast alloy》)，G.Asghar等人研究发现Nb可以加速铝合金的时效硬化行为，并且改善过时效后的塑性。因此可采用Al-Nb-B对Al-Cu合金进行晶粒细化以及第二相强化。
但该技术存在的问题是：Nb原子的相对原子质量大，形成的金属间化合物易产生沉降，未能起到细化效果，Al-5Cu-1(Al-2.8Nb-0.3B)合金的晶粒尺寸在400微米左右，组织中粗大的枝晶臂严重影响合金的性能，热裂倾向也不可避免。
基于上述原因，为了解决Ti元素强化作用弱以及Nb元素的沉降现象，李谦等人研发了Ti和Nb共同作用的四元晶粒细化剂。现有文献6，中国专利CN108251675B《一种铸造铝硅合金用Al-Ti-Nb-B细化剂及其制备方法及应用》，李谦等人在A379铸造铝合金中添加Al-Ti-Nb-B细化剂，该细化剂的金属间化合物中Nb和Ti可以无限混溶，因此统称为MAl3和MB2(M＝Ti,Nb)。该细化剂由以下质量百分比的组分组成，0.3-1.3％的Ti，0.5-2.0％的Nb，0.3-0.5％的B，余量为Al。当最终体系中含Ti、Nb的质量百分比总量为0.1％时，晶粒尺寸可由1013微米细化至150-450微米。
经研究发现，该技术仍存在以下问题：针对Al-Si合金开发的Al-Ti-Nb-B细化剂中，因为Nb的加入起到了抗Si毒化的效果，所以需提高Nb/Ti值，但对于Al-Cu合金，高Nb/Ti值会导致MAl3及MB2细化颗粒中Nb原子含量过多，仍旧存在沉降问题。并且过多的MAl3和MB2细化颗粒会发生团聚效应，增加了颗粒尺寸，使其晶粒细化效率降低，形核能力未得到完全发挥。
因此，于Al-5Cu合金中添加Al-Ti-Nb-B晶粒细化剂提升力学性能时首要考虑的问题是通过调整Nb/Ti值，适当降低Nb的成分配比，避免MAl3、MB2发生沉降，提高Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)的力学性能。另外，可通过对Al-Ti-Nb-B进行热挤压处理，改善MAl3、MB2的团聚效应，提高晶粒细化能力，进一步减轻合金铸造过程中的热裂倾向。
为解决以上问题，作为Al-5Cu合金的晶粒细化剂，应达到如下要求：
1)生成的金属间化合物不仅具有优异的晶粒细化功能，还应是一种弥散强化相；
2)避免团聚和沉降现象，提升有效形核率，提升晶粒细化作用的同时，避免加入元素的失效和浪费；
3)成本不宜过高，贵金属可用金属氧化物代替，降低材料制备的成本。
发明内容
本发明的目的是提供一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法。本发明Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的α-Al相的晶粒尺寸小于90微米；最高室温屈服强度为190.4MPa，抗拉强度为360.0MPa，最高延伸率为25.2％。降低了生产成本，扩展了应用范围。
为了实现上述发明创造目的，本发明采用如下发明构思：
本发明针对现有技术存在的技术问题，采用以下方式来解决上述问题：
通过Al-Ti-Nb-B热力学数据库计算，其在750℃下的等温截面图，划分Al-Ti-Nb-B中间合金在不同Ti/Nb比下的相区，进而选取Ti:Nb＝1:1的质量配比，改善Al-Ti-Nb-B中金属间化合物的团聚和沉降问题。
通过Al-Cu-Ti-Nb-B热力学数据库计算，其在不同Al-Ti-Nb-B添加量的750℃下的等温截面图和凝固路径，进而得到NbAl3、TiAl3、TiB2及NbB2细化及强化物相的相分数，通过判断细化效率，筛选Al-Ti-Nb-B的最优添加量。
为得到一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，首先采用氟盐法制备Al-Ti-Nb-B中间合金。随后将得到的Al-Ti-Nb-B合金加入Al-5Cu合金熔体，进行浇铸及T6固溶时效处理，得到高强高韧的Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金。
为得到一种晶粒尺寸更加细化的Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，在制备得到Al-Ti-Nb-B合金铸锭后，进行热挤压处理，打碎Al-Ti-Nb-B合金中粗大的细化颗粒，进一步改善细化颗粒的团聚现象。随后将得到的Al-Ti-Nb-B合金杆加入Al-10Cu合金熔体，进行浇铸，得到晶粒尺寸更细小的Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金。
根据上述发明构思，本发明采用如下技术方案：
一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，其合金组分及组分质量百分比为：5％的Cu，0.005-0.0125％的Ti，0.005-0.0125％的Nb，0.001-0.0025％的B，余量为Al；Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的物相为：NbAl3、TiAl3、TiB2、NbB2细化及强化物相中的一种及多种，其余为Al2Cu及α-Al相；所述高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金采用以下方法制备而成：
采用氟盐反应法制得Ti：Nb＝1：1的Al-Ti-Nb-B中间合金，采用热挤压法对Al-Ti-Nb-B中间合金进行再加工，Al-Ti-Nb-B中间合金中包含MAl3颗粒，MAl3团聚体，MB2颗粒和MB2团聚体，其中，M代表Ti或Nb；从而得到Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)。
优选地，所述Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的最高室温屈服强度不低于190.4MPa，抗拉强度不低于360.0MPa，最高延伸率不低于25.2％。
优选地，所述Al-Ti-Nb-B中间合金的原料为以氟钛酸钾作为Ti源材料，氟硼酸钾作为B源材料，Nb2O5作为Nb源材料。
优选地，所述Al-Ti-Nb-B中间合金中未热挤压前，MAl3颗粒的尺寸为4.2微米，MAl3团聚体的尺寸为16.3微米，MB2颗粒的尺寸为0.4微米，MB2团聚体的尺寸为6.2微米，热挤压后，MAl3颗粒的尺寸为2.1微米，MAl3团聚体的尺寸为8.7微米，MB2颗粒的尺寸为0.3微米，MB2团聚体的尺寸为3.5微米。
优选地，所述α-Al相的晶粒尺寸均小于100微米。进一步优选地，所述α-Al相的晶粒尺寸小于90微米。
一种本发明高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤1，Al-Ti-Nb-B合金锭的制备：
以氟钛酸钾作为Ti源材料，氟硼酸钾作为B源材料，Nb2O5作为Nb源材料，采用氟盐反应法制备Al-Ti-Nb-B中间合金；
步骤2，Al-5Cu合金熔体的熔炼：
首先，将井式炉进行空炉预热去除炉中水气，同时，将纯铝进行预热，然后，将已预热的纯铝放入井式炉进行熔炼，待纯铝完全熔化后，捞取表面浮渣并去除氧化皮，保持熔体温度，加入Al-50Cu中间合金，并将其完全没入铝液，即可得到Al-5Cu合金熔体，简称Al-Cu合金熔体；
步骤3，晶粒的细化过程：
将在所述步骤1中所得Al-Ti-Nb-B中间合金进行预热，然后将已预热的Al-Ti-Nb-B中间合金加入步骤2所得Al-Cu合金熔体进行晶粒细化处理，即可获得Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金熔体；Al-Ti-Nb-B的添加量为不低于Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金熔体质量的0.2％；
步骤4，铸态Al-5Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的制备：
即合金熔体的精炼、除气、浇铸，首先，将精炼剂用铝箔包裹并烘干，同时预热不锈钢钟罩，然后用已预热的不锈钢钟罩将已预热的精炼剂压至熔体底部，并在Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金熔体中通入高纯氩气，即可完成Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金熔体的精炼和除气过程，接下来，将Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金熔体浇入已预热的浇铸模具中，待合金熔体凝固并冷却后，将铸件开模取出，即可得到铸态Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，所述浇铸模具的材质均为铸铁；
步骤5，铸态Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的T6热处理：
将在步骤4中所得铸态Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金进行T6固溶时效处理，即可得到高强高韧的铸造Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金。
优选地，在所述步骤1中，为了加强晶粒细化效果，对中间合金进行热挤压处理；热挤压的条件为，先进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16。
优选地，在所述步骤3中，Al-Ti-Nb-B合金的添加量为0.2-2％，细化条件为搅拌至少30s，保温至少30min。进一步优选地，在所述步骤3中，Al-Ti-Nb-B合金的添加量为0.2-0.5％，细化条件为搅拌30s，保温30min。
优选地，在所述步骤5中，T6处理的条件为，固溶处理的温度为515±15℃，固溶处理的时间为8-15h；固溶处理完毕后，人工时效的温度为175±5℃，时效处理4-12h；最后，在温度为60-80℃的水中进行水淬。进一步优选地，所述步骤5中T6处理的条件为，固溶处理的温度为515℃，固溶处理的时间为12h；固溶处理完毕后，人工时效的温度为175℃，时效处理4h；最后，在温度为70℃的水中进行水淬。
与现有技术相比，本发明具有如下显而易见的突出的实质性特点和显著的优点：
1.本发明材料经SEM、EDS、金相观察、拉伸力学性能实验检测可知，对于现有技术具有以下优点：
本发明所设计制备的Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，α-Al晶粒尺寸小于100微米，最小可达70微米；经T6热处理后的室温抗拉强度最高可达360MPa，延伸率最高可达25.2％；拉伸力学性能提升明显，扩大了合金的应用范围；
本发明设计的Al-Ti-Nb-B中间合金的Ti：Nb＝1：1，可以有效缓解金属间化合物MAl3、MB2的团聚和沉降现象，提高了元素利用率以及细化、强化效果；
相较于Al-5Ti-B、Al-5Ti-0.75C中间合金，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金不仅可以有效细化Al-5Cu，引进的Nb元素还可形成弥散强化相，提升合金的强塑性；相较于Al-Nb-B中间合金，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金有效缓解了MAl3、MB2的沉降效应，提高了元素利用率；
本发明Al-Ti-Nb-B中间合金经热挤压后得到的Al-Ti-Nb-B合金杆中的MAl3和MB2(M＝Ti,Nb)细化及强化颗粒分布均匀，单个MAl3颗粒平均直径从4.2微米降至2.1微米，MAl3团聚体平均尺寸从16.3微米降至8.7微米；组织中单个MB2颗粒平均直径从0.4微米降至0.3微米，MB2团聚体平均尺寸从6.2微米降至3.5微米。细化效率增加，降低了Al-Ti-Nb-B细化剂的使用成本；
2.本发明合金不含稀土及贵金属元素，以Nb2O5的形式引入Nb源，合金成本低，易于商用推广
3.本发明根据基于材料科学知识指导的相图热力学计算方法设计合金成分，有效减少了试错法导致的实验成本。
4.本发明与现有技术相比具有更优良的拉伸力学性能，降低了使用成本，提高了应用范围，具有广阔的应用前景。
附图说明
图1为本发明计算的Al-Ti-Nb-B体系(B质量分数为0.5％)750℃下的等温截面图与本发明计算筛选出的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B体系的非平衡凝固路径图。
图2为已开发的Al-0.5Ti-2.0Nb-0.3B合金与本发明设计的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金以及经热挤压后的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金微观照片。
图3为本发明计算的Al-Cu-Ti-Nb-B体系(Cu质量分数为5％，B质量分数为0.001％)750℃下的等温截面图及Al-5Cu-0.2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)的非平衡凝固路径。
图4为本发明计算的Al-Cu-Ti-Nb-B体系(Cu质量分数为5％，B质量分数为0.0025％)750℃下的等温截面图及Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)的非平衡凝固路径。
图5为本发明计算的Al-Cu-Ti-Nb-B体系(Cu质量分数为5％，B质量分数为0.005％)750℃下的等温截面图及Al-5Cu-1(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)的非平衡凝固路径。
图6为本发明计算的Al-Cu-Ti-Nb-B体系(Cu质量分数为5％，B质量分数为0.01％)750℃下的等温截面图及Al-5Cu-2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)的非平衡凝固路径。
图7为本发明实施例1中经Al-Ti-Nb-B中间合金细化的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金金相照片及T6热处理后室温下的应力应变曲线。
图8为本发明参比例中Al-5Cu合金金相照片及T6热处理后室温下的应力应变曲线。
图9为本发明对比例1中经热挤压后Al-5Ti-1B中间合金细化的Al-5Cu-0.5(Al-5Ti-1B)合金金相照片及T6热处理后室温下的应力应变曲线。
图10为本发明实施例2-5及对比例2-5中经Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭及热挤压合金杆细化的Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金金相照片。
图11为本发明优选实施例和对比例的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B比例对应的合金的晶粒尺寸对应关系图。
具体实施方式
依据商用Al-Ti-Nb-B数据库，采用热力学计算的方式得到Al-Ti-Nb-B四元合金在750℃下的等温截面相图，如图1(a)所示。需同时考虑MAl3、MB2中Nb含量较高会导致颗粒沉降，Ti含量较高会导致强度降低，结合相图，选取Ti：Nb＝1：1的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金，其凝固路径如图1(b)所示。
本发明通过实施例，结合说明书附图对本发明内容作进一步详细说明。为了便于区分各实施例、参比例和对比例中所涉及各种合金及其基础信息，提供表1。
表1参比例、实施例及对比例合金成分
Figure GDA0003420861650000071
依据商用Al-Cu-Ti-Nb-B热力学数据库，采用热力学计算的方式得到实施例2-5对应合金的750℃下的等温截面相图，具体相图如图3(a)、图4(a)、图5(a)及图6(a)所示；采用热力学计算的方式得到实施例2-5对应合金的非平衡凝固路径图，具体路径图如图3(b)、图4(b)、图5(b)及图6(b)所示。
为便于明确不同合金析出相种类及质量分数，根据等温截面图及非平衡凝固路径进行计算，所得结果如表2所示。
表2实施例及对比例合金中析出相的种类及质量分数
Figure GDA0003420861650000081
实施例1：
一种高强高韧Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的制备方法，具体包括以下步骤：
步骤1，Al-Ti-Nb-B中间合金的制备，以氟钛酸钾作为Ti源材料，氟硼酸钾作为B源材料，Nb2O5作为Nb源材料采用氟盐反应法制备Al-Ti-Nb-B中间合金，Al-Ti-Nb-B中间合金由以下质量百分比的组分组成：2.5％的Ti，2.5％的Nb，0.5％的B，余量为Al；
步骤2，Al-Cu合金熔体的熔炼，首先，将井式炉进行空炉预热至400℃去除炉中水气，同时，将纯铝进行300℃的预热，然后，将已预热的纯铝放入井式炉，在750℃条件下进行熔炼，待纯铝完全熔化后，捞取表面浮渣并去除氧化皮，保持熔体温度为750℃，分三批加入Cu含量质量百分数为50％的铝铜中间合金，并将其完全没入铝液，减少Cu元素的烧损，即可得到Al-5Cu合金熔体，简称Al-Cu合金熔体；
步骤3，晶粒的细化过程，将步骤1所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金进行250℃的预热，然后将已预热的质量百分比为0.5％的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金加入步骤2所得Al-Cu合金熔体进行晶粒细化处理，具体细化条件为，搅拌30s，保温30min，即可获得Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体；
步骤4，铸态Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的制备，即合金熔体的精炼、除气、浇铸，首先，将福士科NITRAL C19精炼剂用铝箔包裹并于250℃下加热烘干，同时预热不锈钢钟罩，然后将以精炼剂添加量为0.2％，用已预热的不锈钢钟罩将已预热的精炼剂压至熔体底部，并在Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体中通入高纯氩气，通气的条件为，通气流速为0.2L/min，通气时间为3min，即可完成Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体的精炼和除气过程，接下来，将Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体分别浇入已预热到达250℃的金相观察样品和拉伸试样浇铸模具中，待合金熔体凝固并冷却后，将铸件开模取出，即可得到铸态Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，所述金相观察样品和拉伸试样浇铸模具的材质均为铸铁；
步骤5，铸态Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的固溶处理，将步骤4所得铸态Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金置于箱式电阻炉中，在515℃条件下进行固溶处理，固溶处理的时间为12h，然后人工时效，在温度为70℃的水中进行水淬，即可得到高强高韧的铸造Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金。
为了获得Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的晶粒尺寸数据，对经Al-Ti-Nb-B中间合金细化的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金金相试样距底部2cm处进行金相观察，如图2实施例1所示。采用截线法，按照ASTM standard E112-10标准测量试样的平均晶粒尺寸。结果表明，经Al-Ti-Nb-B合金杆细化的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)铸态合金的平均晶粒尺寸为86.9微米。
为获得未经热挤压的Al-Ti-Nb-B中间合金细化的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金T6热处理后的室温拉伸力学性能，进行室温拉伸力学性能测试。结果表明，其室温下的最高屈服强度为190.4，最高抗拉强度为360.9MPa，最高延伸率为25.2％，如图3所示。
为证明Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)突出的力学性能，即Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B的强化效果，提供参比例和对比例1。
参比例
一种未添加Al-Ti-Nb-B的Al-5Cu合金的制备方法，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：不进行所述步骤1、3、4的操作，即可实现得到不添加Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B的Al-5Cu合金。
为了获得未添加细化剂的Al-5Cu合金晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图4所示，参比例铸态合金的平均晶粒尺寸为1000左右微米。与实施例1相比，未添加细化剂的Al-5Cu合金晶粒尺寸粗大，是实施例1的10.9倍。
产生这一结果的原因为，相比于Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，Al-5Cu合金中缺乏异质形核质点，导致熔体只能依靠杂质相来充当异质形核质点，或进行少量的均质形核，因此表现为晶粒粗大的柱状晶。
为了获得未添加细化剂的Al-5Cu合金T6热处理后的室温拉伸力学性能，进行室温拉伸力学性能测试。测试结果如图6所示，室温最高屈服强度为169.1MPa，最高抗拉强度为256.2MPa，最高延伸率为6.1％。
与实施例1相比，其最高屈服强度、抗拉强度和延伸率明显下降，综合力学性能不佳。产生这一结果的原因为根据Hall-Patch公式，晶粒尺寸越小，合金强塑性越高，相比于Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，Al-5Cu合金晶粒粗大，严重影响其力学性能。并且Al-5Cu缺乏弥散的强化相，拉伸过程中对位错的阻碍不足，导致力学性能降低。
对比例1
一种添加经热挤压的Al-5Ti-1B合金锭的Al-5Cu-0.5(Al-5Ti-1B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：进行所述步骤1中，增加如下步骤，Al-5Ti-1B合金锭的热挤压，将步骤1所得Al-5Ti-1B合金锭进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；后续操作与实施例1相同。
为了获得对比例1的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图7对比例1所示，对比例1铸态合金的平均晶粒尺寸为84.5微米。
为了获得添加经热挤压的Al-Ti-Nb-B合金锭的Al-5Cu-0.5(Al-5Ti-1B)合金T6热处理后的室温拉伸力学性能，进行室温拉伸力学性能测试。测试结果如图8所示，室温最高屈服强度为175.5MPa，最高抗拉强度为348.7MPa，最高延伸率为18.2％。
与参比例相比，该合金的晶粒尺寸得到有效细化；屈服强度、抗拉强度和延伸率均得到有效提升。
与实施例1相比，经热挤压后的Al-5Ti-1B细化效率与未经挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B细化效果相同，但其屈服强度、抗拉强度和延伸率均低于实施例1的力学性能。
产生这一结果的原因为，实施例1中的弥散第二相MB2、MAl3对合金的强化作用大于对比例1中第二相TiB2、TiAl3的强化作用。
因此，根据实施例1、参比例及对比例1可以得到以下结论：
1、未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金对晶粒的细化效果与经过热挤压的Al-5Ti-1B中间合金的细化效果相同，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金可大幅缩小Al-5Cu合金的晶粒尺寸，缓解热热裂效应，并通过细晶强化的方式提升其力学性能；
2、Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金中由于存在MB2、MAl3强化相，力学性能优于Al-5Cu-0.5(Al-5Ti-1B)合金。
为了进一步证明热挤压后Al-Ti-Nb-B中间合金对晶粒细化效果的影响，提供实施例2、实施例3、实施例4及实施例5，即热挤压态Al-Ti-Nb-B中间合金添加质量百分数分别为0.2％、0.5％、1％及2％的情况。
实施例2
一种Al-Ti-Nb-B中间合金添加量为0.2％的Al-5Cu-0.2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：进行所述步骤1中，增加如下步骤，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭的热挤压，将步骤1所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金杆添加量为0.2％；后续操作与实施例1相同，即可得到Al-5Cu-0.2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金。
为了获得实施例2的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10实施例2所示，实施例2铸态合金的平均晶粒尺寸为72.4微米。
实施例3
一种Al-Ti-Nb-B中间合金添加量为0.5％的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：进行所述步骤1中，增加如下步骤，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭的热挤压，将步骤1所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金杆添加量为0.5％；后续操作与实施例1相同，即可得到Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金。
为了获得实施例3的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10实施例3所示，实施例3铸态合金的平均晶粒尺寸为76.2微米
实施例4
一种Al-Ti-Nb-B中间合金添加量为1％的Al-5Cu-1(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：进行所述步骤1中，增加如下步骤，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭的热挤压，将步骤1所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金杆添加量为1％；后续操作与实施例1相同，即可得到Al-5Cu-1(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金。
为了获得实施例4的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10实施例4所示，实施例4铸态合金的平均晶粒尺寸为88.1微米。
实施例5
一种Al-Ti-Nb-B合金杆添加量为2％的Al-5Cu-2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：进行所述步骤1中，增加如下步骤，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭的热挤压，将步骤1所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金杆添加量为2％；后续操作与实施例1相同，即可得到Al-5Cu-2(Al-Ti-Nb-B)合金。
为了获得实施例5的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10实施例5所示，实施例5铸态合金的平均晶粒尺寸为87.0微米。
对比分析实施例2、实施例3、实施例4、实施例5所得数据，如图11所示。结果表明，0.2％Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量下的Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的晶粒尺寸最小，在70微米左右，随着Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B的持续增加，细化能力减弱，Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的晶粒开始粗化。
产生以上现象的原因有两点：
1、当经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量达到0.2％时，在熔体内已产生了足够的MAl3、MB2形核质点，影响形核率的因素转变为过冷度或冷却速率不足。所以Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量进一步增加，增加的细化颗粒不能形核，不能产生更好的细化效果；
2、随着Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量增多，根据图3(b)、图4(b)、图5(b)、图6(b)和表2可知，合金的凝固过程析出的金属间化合物MAl3、MB2数量增加。当添加量达到0.5％时，MAl3、MB2颗粒发生团聚及富集现象，导致大量形核质点失效，呈现出细化效果减弱的现象。
因此，根据上述分析可知，仅通过对添加量进行有限次数的尝试，所获得的表面规律，无法预测到在添加量为0.2％时，可以进一步显著提高细化效果。也就是说，本发明通过制作相图，并采用热挤压，获得合金杆的方法，才能实现本发明的显著技术效果提升。
根据上述分析，可以得到以下结论：当添加量大于0.5％时，Al-Ti-Nb-B合金杆的晶粒细化效率基本不变并缓慢减弱，而添加量0.2％是特殊情况。
为证明热挤压对Al-Ti-Nb-B合金晶粒细化效率的影响，对此，提供对比例2、对比例3、对比例4、对比例5及对比例6。
对比例2
一种未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金添加量为0.2％的Al-5Cu-0.2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭添加量为0.2％，合金成分与实施例2相同。
为了获得对比例2的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10对比例2所示，对比例2铸态合金的平均晶粒尺寸为89.1微米。
对比例3
一种未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金添加量为0.5％的Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭添加量为0.5％，合金成分与实施例3相同。
为了获得对比例3的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10对比例3所示，对比例3铸态合金的平均晶粒尺寸为86.9微米。
对比例4
一种未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金添加量为1％的Al-5Cu-1(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭添加量为1％，合金成分与实施例4相同。
为了获得对比例4的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10对比例4所示，对比例4铸态合金的平均晶粒尺寸为97.5微米。
对比例5
一种未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金添加量为2％的Al-5Cu-2(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，未特别说明的步骤与实施例1相同，不同之处在于：所述步骤4中Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金锭添加量为2％，合金成分与实施例5相同。
为了获得对比例5的晶粒尺寸数据，进行金相观察。观察结果如图10对比例5所示，对比例5铸态合金的平均晶粒尺寸为104.6微米。
对比分析对比例2、对比例3、对比例4、对比例5所得数据，如图11所示。结果表明，0.5％Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量下的Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的晶粒尺寸最小，平均晶粒尺寸为86.9微米，随着Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B的持续增加，细化能力减弱，Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的晶粒开始粗化。
产生以上现象的原因有两点：
1、当未经热挤压的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金添加量未达到0.5％，细化及强化颗粒数量不足，未能达到理想的细化与强化效果，达到0.5％后，在熔体内已产生了足够的MAl3、MB2形核质点，影响形核率的因素转变为过冷度或冷却速率不足。所以Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量进一步增加，增加的细化颗粒不能形核，不能产生更好的细化效果；
2、随着Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量增多，根据图3(b)、图4(b)、图5(b)、图6(b)和表2可知，合金的凝固过程析出的金属间化合物MAl3、MB2数量增加。当添加量达到1％时，MAl3、MB2颗粒发生团聚及富集现象，导致大量形核质点失效，呈现出细化效果减弱的现象。
根据上述分析，可以得到以下结论：当添加量大于1％时，Al-Ti-Nb-B合金杆的晶粒细化效率基本不变并缓慢减弱，而添加量0.5％是特殊情况
再将实施例和对比例进行对比分析，可以得到以下结论：
(1)非热挤压Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金对Al-5Cu的细化效果与热挤压态Al-5Ti-1B的细化效果相同，0.5％添加量下均可将Al-5Cu从1000微米左右细化至85微米左右，而Al-5Cu-0.5(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金室温下的最高屈服强度为190.4，最高抗拉强度为360.9MPa，最高延伸率为25.2％，均高于Al-5Cu-0.5(Al-5Ti-1B)，说明MB2、MAl3(M＝Ti,Nb)强化效果高于TAl3、TB2。
(2)经热力学计算筛选的Ti：Nb＝1：1的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B，从微观形貌可以看出微观组织中没有超过4微米的团聚体，说明MB2、MAl3团聚和沉降现象减弱，可以提高元素的利用率与细化效率。
(3)热挤压的方式可以进一步提升元素的利用率，其原理为热挤压可以减小Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金中MAl3及MB2细化及强化颗粒的尺寸并改善其分布；经挤压后的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B合金杆中MAl3(M＝Ti,Nb)颗粒的尺寸由合金锭的4.2微米减小至2.1微米，减小到合金锭的50％；MAl3团聚体的尺寸由合金锭的16.3微米减小至8.7微米，减小到合金锭的53.3％；MB2颗粒的尺寸由合金锭的0.4微米减小至0.3微米，减小到合金锭的75％；MB2团聚体的尺寸由合金锭的6.2微米减小至3.5微米，减小到合金锭的56.5％。
(4)Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金细化Al-5Cu合金时，细化能力存在极限值，非热挤压态Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量在0.5％时，热挤压态Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B添加量在0.2％时，细化效果最好，说明热挤压技术可以缩减细化颗粒饱和时的最低添加量。
综上所述，本发明上述实施例一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)及其制备方法，以相图计算指导成分设计，按照以下质量百分比的组分组成：4.8-5.3％的Cu，0-0.1％的Ti，0-0.1％的Nb，0-0.02％的B，余量为Al进行备料，并经过以下熔炼操作：(1)制备Al-Ti-Nb-B合金锭并热挤压为合金杆；(2)制备Al-Cu合金熔体，加入Al-Ti-Nb-B中间合金；(3)对得到的合金熔体进行精炼、除气及除渣操作；(4)浇注合金熔体，得到铸态合金；(5)将铸态合金在515℃条件下进行固溶处理，固溶处理的时间为12h，然后人工时效，在温度为70℃的水中进行水淬，得到高强高韧的铸造Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金。本发明中未经热挤压的Al-Ti-Nb-B中间合金中MAl3和MB2(M＝Ti,Nb)细化及强化颗粒分布均匀，单个MAl3颗粒平均直径≤4.2微米，MAl3团聚体平均尺寸≤16.3微米；组织中单个MB2颗粒平均直径≤0.4微米，MB2团聚体平均尺寸≤6.2微米，经热挤压后得到的Al-Ti-Nb-B合金杆中的MAl3和MB2(M＝Ti,Nb)细化及强化颗粒分布均匀，单个MAl3颗粒平均直径≤2.1微米，MAl3团聚体平均尺寸≤8.7微米；组织中单个MB2颗粒平均直径≤0.3微米，MB2团聚体平均尺寸≤3.5微米。细化效率增加，降低了Al-Ti-Nb-B细化剂的使用成本。本发明制备的Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，以Al-Ti-Nb-B中间合金的形式引入Al-Ti-Nb-B，其T6热处理后的室温下的最高屈服强度为190.4，最高抗拉强度为360.9MPa，最高延伸率为25.2％。降低了使用成本，提高了应用范围，具有广阔的应用前景。
综上所述，上述实施例高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金，采用氟盐反应法制得Ti：Nb＝1：1的Al-Ti-Nb-B中间合金，采用热挤压法对Al-Ti-Nb-B中间合金进行再加工，所述Al-Ti-Nb-B中间合金中包含MAl3颗粒，MAl3团聚体，MB2颗粒和MB2团聚体，其中，M代表Ti或Nb；最终所得Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的质量百分比的组分组成为，5％的Cu，0.005-0.0125％的Ti，0.005-0.0125％的Nb，0.001-0.0025％的B，余量为Al；Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的物相为，NbAl3、TiAl3、TiB2、NbB2细化及强化物相中的一种及多种，其余为Al2Cu及α-Al相。其制备方法为：Al-Ti-Nb-B中间合金的制备及热挤压再加工；Al-Cu合金熔体的熔炼和晶粒细化过程；铸态Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的制备和T6热处理。所得Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金的α-Al相的晶粒尺寸小于90微米；最高室温屈服强度达到190.4MPa，抗拉强度达到360.0MPa，最高延伸率达到25.2％。降低了生产成本，扩展了应用范围。
上面对本发明实施例结合附图进行了说明，但本发明不限于上述实施例，还可以根据本发明的发明创造的目的做出多种变化，凡依据本发明技术方案的精神实质和原理下做的改变、修饰、替代、组合或简化，均应为等效的置换方式，只要符合本发明的发明目的，只要不背离本发明一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法的技术原理和发明构思，都属于本发明的保护范围。

Claims (2)

1.一种高强高韧Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：
步骤1，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金的制备：
以氟钛酸钾作为Ti源材料，氟硼酸钾作为B源材料，Nb2O5作为Nb源材料，采用氟盐反应法制备Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金；
根据热力学计算确定Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金的质量比Ti：Nb=1：1，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金中包含MAl3颗粒，MAl3团聚体，MB2颗粒和MB2团聚体，其中，M代表Ti或Nb；
在所述步骤1中，为了加强晶粒细化效果，对中间合金进行热挤压处理；热挤压的条件为，先进行机加工处理，以去除表面毛刺及氧化皮，随后，放置于温度为400℃的热处理炉中预热2h，控制挤压温度为400℃，控制挤压比为16；
所述Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金中未热挤压前，MAl3颗粒的尺寸为4.2微米，MAl3团聚体的尺寸为16.3微米，MB2颗粒的尺寸为0.4微米，MB2团聚体的尺寸为6.2微米；
热挤压后，MAl3颗粒的尺寸为2.1微米，MAl3团聚体的尺寸为8.7微米，MB2颗粒的尺寸为0.3微米，MB2团聚体的尺寸为3.5微米；
步骤2，Al-5Cu合金熔体的熔炼：
首先，将井式炉进行空炉预热去除炉中水气，同时，将纯铝进行预热，然后，将已预热的纯铝放入井式炉进行熔炼，待纯铝完全熔化后，捞取表面浮渣并去除氧化皮，保持熔体温度，加入Al-50Cu中间合金，并将其完全没入铝液，即可得到Al-5Cu合金熔体，简称Al-Cu合金熔体；
步骤3，晶粒的细化处理过程：
将在所述步骤1中所得Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金进行预热，然后将已预热的Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金加入步骤2所得Al-Cu合金熔体进行晶粒细化处理，即可获得Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体；
在所述步骤3中，Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B中间合金的添加量为0.2-0.5%，细化条件为搅拌30 s，保温30 min；
步骤4，铸态Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的制备：
即合金熔体的精炼、除气、浇铸，首先，将精炼剂用铝箔包裹并烘干，同时预热不锈钢钟罩，然后用已预热的不锈钢钟罩将已预热的精炼剂压至熔体底部，并在Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体中通入高纯氩气，即可完成Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体的精炼和除气过程，接下来，将Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金熔体浇入已预热的浇铸模具中，待合金熔体凝固并冷却后，将铸件开模取出，即可得到铸态Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，所述浇铸模具的材质均为铸铁；
步骤5，铸态Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的T6热处理：
将在步骤4中所得铸态Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金进行T6固溶时效处理，即可得到高强高韧的铸造Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金；
在所述步骤5中，所述T6固溶时效处理的条件为，固溶处理的温度为515±15℃，固溶处理的时间为8-15h；固溶处理完毕后，进行人工时效，人工时效的温度为175±5℃，时效处理4-12h；最后，在温度为60-80℃的水中进行水淬；
所得Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的组分质量百分比为：5%的Cu，0.005-0.0125%的Ti，0.005-0.0125%的Nb，0.001-0.0025%的B，余量为Al；Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金的物相为：NbAl3、TiAl3、TiB2、NbB2细化及强化物相中的一种及多种，其余为Al2Cu及α-Al相。
2.根据权利要求1所述制备方法制备得到的高强高韧Al-5Cu-(Al-2.5Ti-2.5Nb-0.5B)合金，其特征在于：合金的α-Al相晶粒尺寸小于90微米。
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