CN1936038A - 通过受控凝固来生产可铸造的高温铝合金的方法 - Google Patents

通过受控凝固来生产可铸造的高温铝合金的方法 Download PDF

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CN1936038A CNA2006101595293A CN200610159529A CN1936038A CN 1936038 A CN1936038 A CN 1936038A CN A2006101595293 A CNA2006101595293 A CN A2006101595293A CN 200610159529 A CN200610159529 A CN 200610159529A CN 1936038 A CN1936038 A CN 1936038A
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Abstract

一种可铸造的高温铝合金通过将成分设计和凝固速率控制组合起来的受控凝固来铸造，以便协同地提高可铸铝合金的性能和多用性，而用于较宽范围的高温应用。在一个示例中，铝合金包含按重量计算的大约1.0－20.0％的稀土元素，其通过借助于共晶显微结构形成不可溶颗粒的弥散物，而有助于提高高温强度。该铝合金还包括大约0.1至15％重量的微量合金元素。受控凝固改善了显微结构均匀性和晶粒细化，并且提供了用于特定铸造条件的最佳结构和性能。将熔融铝合金注入熔模铸造型壳中，并且在受控的速率下放入淬火剂中。熔融铝合金从熔模铸造型壳的底部向上冷却，以便均匀地和快速地冷却铝合金。

Description

通过受控凝固来生产可铸造的高温铝合金的方法
技术领域
本发明大体上涉及用于通过受控凝固来生产适于高温应用的铝合金的方法，其将成分设计和凝固速率控制组合起来，以便提高铝合金性能。
背景技术
燃气涡轮机部件通常由钛、铁、钴和镍基合金制成。在使用过程中，燃气涡轮机的许多部件受到高温。轻质金属、例如铝、镁和这些金属的合金常用于一些部件，以便提高发动机部件的性能和降低重量。采用传统铝合金的缺点在于，这些合金的强度在高于150℃的温度下快速地下降，使得这些合金不适合用于某些高温应用。现有的可锻造或铸造铝合金在T6状态(经过固溶处理、淬火和人工时效)下预期用于低于大约180℃(355)温度的应用。
已经发展了若干种高温铝合金，尽管具有重量方面的优点，但产品应用场合还是很少。这部分地是因为在航空产业中接受任何一种新合金都是比较缓慢的过程，并且也因为高温铝合金具有制备方面的限制，从而抵消其用于生产用途。高温合金的许多可能的部件可采用焊接、钎焊或者铸造来生产。采用可锻高温铝合金(包括粉末冶金技术)制备这些部件也是可行的，但是成本会比较高，并且生产限于非常简单的零件。相反，难于提高通过传统铸造制备成具有复杂形状的铝合金的高温性能，至少工艺过程会非常昂贵。
最近，在铝合金、例如铝-硅基合金如D-357的铸造技术方面有所改进。这些改进允许铝-硅合金的″受控凝固″，这类似于在定向/单晶超合金的液态金属冷却方面的那些改进。这可提供晶粒和沉淀物形貌的显著细化和均匀性，以便在整个铸造期间一贯地提高组合的强度和延性。这就为部件设计者提供了所需的现有合金成分如D-357的良好质量。然而，这些合金并未达到用于更高温度应用的性能水平。需要新的成分设计，其可与受控凝固技术协同地组合起来，以便显著地提高高温性能。
因此，在本领域中需要一种用于通过成分设计和凝固速率控制相组合的受控凝固来生产铝合金的方法，其设计成协同地允许用于高温应用的复杂铸造部件(例如燃气涡轮和汽车发动机部件和结构)的生产，并且克服了现有技术的其它缺点和不足。
发明内容
燃气涡轮机的某些部件可由高温铝-稀土元素合金制成。铝合金的一个示例包括大约1.0至20.0％重量的稀土元素，其包括镱、钆、钇、铒和铈中一种或多种的任何组合。铝合金还包括大约0.1至15％重量的微量合金元素，其包括铜、镍、锌、银、镁、锶、锰、锡、钙、钴和钛的一种或多种的任何组合。其余的合金成分是铝。
在凝固过程中，铝基体从铝基体中排出稀土元素，从而形成可强化铝基体的包含稀土的不可溶的共晶弥散物。铝合金的最佳成分和凝固速率通过分析铝合金在不同成分和凝固条件下的所得结构和机械性能来确定。受控凝固使铝合金的成分设计与凝固速率控制组合起来，以便协同地产生用于高温用途的合适结构。铝合金然后通过铸造而形成所需的形状，铸造工艺包括熔模铸造、加压铸造和砂型铸造。
在一个示例中，可通过熔模铸造铸造出具有良好细节的复杂形状。具有所需成分的熔融铝合金被注入熔模铸造型壳中。熔模铸造型壳然后被放入淬火剂、例如被加热至大约100℃的水与可溶于水材料的溶液中，以便快速地冷却熔融铝合金。可通过控制熔模铸造型壳放入淬火剂中的速率，来控制凝固速率。在熔模铸造型壳底部的铝合金首先开始冷却。在铝合金冷却时，凝固的铝合金有助于从冷却凝固的合金上方的熔融铝合金中吸热，从而快速地和均匀地从熔融铝合金中吸热。凝固垂直地传播至熔模铸造型壳的顶部，直到熔融铝合金完全地固化。
从以下说明书和附图中，可以最好地理解本发明的这些和其它特征。
附图说明
本领域技术人员从以下对当前优选实施例的详细描述中，可以清楚本发明的各种特征和优点。该详细描述的附图可简述如下：
图1示意性地显示了包含本发明的可铸造的高温铝合金的燃气涡轮机；
图2是显微照片，显示了不是在受控凝固下铸造出的在200倍放大倍率下的可铸造的高温铝合金砂型铸件显微结构；
图3是显微照片，显示了在200倍放大倍率下的熔模铸造的可铸造的高温铝合金的受控凝固的显微结构；
图4是显微照片，显示了在500倍放大倍率下的图3所示的可铸造的高温铝合金的显微结构；
图5是采用″受控凝固″工艺熔模铸造的可铸造的高温铝合金的风机外罩部件铸件；
图6是给定铝合金的失效相对于应力大小的曲线图；
图7是用于一系列合金成分的铜/镍比率相对于铜加镍之和的图表，显示了通过分析三张所示显微照片的性能而产生的显微结构变化趋势；
图8是一系列显微照片，显示了增加凝固速率对铝合金的显微结构的影响；以及
图9是显示了锌和镍的增加对铝合金拉伸性能的影响的图。
具体实施方式
图1示意性地显示了用于产生动力或推力的燃气涡轮机10。燃气涡轮机10具有轴向中心线12，并且包括风机14、压缩机16、燃烧分段18和涡轮20。在压缩机16中压缩的空气与燃料混合，并且在燃烧分段18中燃烧，在涡轮20中膨胀。在压缩机16中压缩的空气和在涡轮20中膨胀的燃料混合物都称为热气流28。涡轮20的转子22响应于膨胀而旋转，并驱动压缩机16和风机14。涡轮20还包括转子上的交替排列的旋转翼型或叶片24以及固定翼型或叶片26。
燃气涡轮机10的某些部件可由铝-稀土元素合金制成。一个示例铝合金包括大约1.0至20.0％重量的稀土元素，其包括镱(Yb)、钆(Gd)、钇(Y)、铒(Er)和铈(Ce)中的一种或多种的任何组合。铝合金还包括大约0.1至15％重量的微量合金元素，其包括铜、镍、锌、银、镁、锶、锰、锡、钙、钴和钛中的一种或多种的任何组合。其余的合金成分是铝。
在凝固过程中，铝基体排出稀土元素，从而形成包含稀土的不可溶的共晶弥散物，其对铝合金的高温强度作出贡献。微量合金元素为主共晶体提供了不同的作用。锌、镁及更少的镍、铜和银有助于在高达大约180℃对铝合金进行沉淀硬化。沉淀物在大约260℃下被重新固溶处理，并且除了固溶硬化之外，对高温强度的贡献很小。添加锶和钙，以用于共晶体的化学改性，但这可被更高凝固速率下所获得的显著物理改性超越。
在一个实施例中，铝合金包括大约1.0至20.0％重量的选自镱和钆的稀土元素，以及大约0.1至10.0％重量的至少一种选自钆、镱、钇、铒和铈的第二稀土元素。优选的是，铝合金包括大约12.5至15.0％的镱和大约3.0至5.0％的钇。更优选的是，铝合金包括大约12.9至13.2％的镱和大约3.0至4.0％的钇。
在另一实施例中，铝合金包括微量合金元素，其包括按重量计算的大约0.5至5.0％的铜(Cu)，大约0.1至4.5％的镍(Ni)，大约0.1-5.0％的锌(Zn)，大约0.1至2.0％的镁(Mg)，大约0.1至1.5％的银(Ag)，大约0.01至1.0％的锶(Sr)，零至大约0.05％的锰(Mn)和零至大约0.05％的钙(Ca)。优选的是，铝合金包括大约1.0至3.0％的铜，大约0.5至1.5％的镍，大约2.0至3.0％的锌，大约0.5至1.5％的镁，大约0.5至1.0％的银，以及大约0.02至0.05％锶。
一种示例铝合金包括大约2.5至15.0％的镱，大约3.0至5.0％的钇，大约0.5至5.0％的铜，大约0.1至4.5％的镍，大约0.1至5.0％的锌，大约0.1至2.0％的镁，大约0.1至1.5％的银，大约0.01至1.0％的锶，零至大约0.05％的锰和零至大约0.05％的钙。更优选的是，该铝合金包括大约1.0至3.0％的铜，大约0.5至1.5％的镍，大约2.0至3.0％的锌，大约0.5至1.5％的镁，大约0.5至1.0％的金，以及大约0.02至0.05％的锶。
铝合金的可铸性主要与铝合金的成分和凝固速率有关。在铝合金铸造中对成分和凝固速率的选择性控制就可最大程度地形成细小、均匀的共晶结构。可获得最佳结构和性能，以用于若干铸造条件，包括砂型铸造、熔模铸造、永铸模铸造和加压铸造。可提供可铸造的高温铝(CHTA)合金，其可形成具有良好的更高温度性能的复杂铸件。
对于给定应用的铝合金的最佳成分通过分析铝合金在不同凝固条件的所得结构和机械性能来确定。首先，对特定成分的铝合金在固定的凝固速率下的机械性能进行评价。改变铝合金的成分，并且评价其机械性能，直到获得具有最佳机械性能的成分。一旦获得了最佳的成分，就改变铝合金的凝固速率，直到铝合金的机械性能得到进一步的提高。这就确定了用于铝合金成分的最佳凝固速率。从这两个特性来看，可对成分和/或凝固速率进行进一步的微调，以便在高强度高温铝合金中形成最大的协同影响。
也可设计铝合金的成分以用于铸造中常见的特定凝固条件。可在高的凝固速率(例如熔模铸造和加压铸造的典型速率)下采用具有增加量的过渡金属例如铜和镍的显著富集成分，以便最大程度地提高强度性能。可在更缓慢的凝固速率(例如砂型铸造的典型速率)下，采用用来补偿更粗大结构中基体强度损失的具有较少量过渡金属如铜和镍的更贫乏成分。
然后在所需的凝固速率下铸造具有所需成分的铝合金。例如，可通过砂型铸造(～5-50℃/分钟)，熔模铸造(～50-200℃C/分钟)和加压铸造(～5000-50,000℃/分钟)，来铸造铝合金。
铝合金的受控凝固提供了适当设计的铝合金的显微结构均匀性、细化以及对结构和性能的协同改进。提高铝合金的性能、多用性、热稳定性和强度，以用于较大范围的高达大约375℃的高温应用，其超出了现有铝合金的范围。该铝合金铸件可扩展一般由现有材料(包括铝、钛、铁、镍基合金，等等)制成的部件的性能，并且降低其重量和成本。成分设计和铸造工艺控制的组合产生了包含稀土的不可溶的共晶弥散物的结构细化和均匀分布。这种协同降低了产生应力的结构特征的水平，并且提供了改进的延性和缺口敏感性。因此，就形成了提高的抗蠕变性和结构稳定性的基础。类似地，结构细化和均匀的共晶相分布允许侵蚀更均匀地分布在铝合金表面上，从而提供了比传统铝合金更好的抗点蚀性。
在一个示例中，在确定了铝合金的最佳成分和凝固速率之后，采用受控凝固工艺来熔模铸造出铝合金。熔模铸造允许在～50-100℃/分钟的较快凝固速率下铸造出具有良好细节的复杂形状，从而产生所需的结构细化。在熔模铸造中，首先形成具有最终部件形状的蜡形。然后在蜡形上涂覆陶瓷如泥浆和灰泥的涂层。陶瓷层的数量取决于所需陶瓷的厚度，本领域技术人员会知道要采用多少层。涂覆了陶瓷的蜡形然后在炉中加热，以便熔融并除去蜡，从而留下陶瓷熔模铸造型壳。
加热熔模铸造型壳，并且将熔融铝合金是注入加热的熔模铸造型壳中。然后将熔模铸造型壳放入淬火剂中，例如加热至大约100℃的水和可溶于水的材料(例如聚乙二醇)的液体溶液中，以便快速地冷却熔融铝合金。通过控制熔模铸造型壳放入淬火剂中的速率，来控制凝固速率。熔模铸造型壳放入淬火剂中越缓慢，则凝固速率就越缓慢。熔模铸造型壳放入淬火剂中越快，则凝固速率越快。
在熔模铸造型壳底部的熔融铝合金首先开始冷却。下方的冷却的固态合金与上方的熔融铝合金相接触，从而有助于将热量从熔融铝合金中带走。在熔模铸造型壳浸入液体中时，凝固朝着熔模铸造型壳的顶部垂直地传播，直到熔融的合金完全地固化，以便从熔融铝合金快速地和均匀地吸走热量。水和可溶于水的材料的溶液从铝合金中吸走热量的速度要比在空气中冷却熔融铝合金更快。
熔模铸造可用于发动机外罩制造和用于具有复杂形状的其它零部件，从而允许更多的设计灵活性。尽管由于工具和熔模铸造型壳模具的工艺而比较昂贵，但是，熔模铸造可有利地用于制造具有复杂几何形状的发动机部件，从而允许铸造出具有更高精度和复杂性的零部件。
虽然已经描述了熔模铸造，但是应当理解，可以采用任何类型的铸造。例如，铝合金部件可通过加压铸造或砂型铸造来形成。本领域的技术人员可以知道应当采用哪种铸造类型。
在铸造过程中，控制凝固条件，以便促进形成所需的共晶体基显微结构，以及用于提供高温性能。这些特征也与凝固合金的生长前沿(在铝合金凝固时液态和固态界面的运动)的类型有关。溶质富集区可在推进的凝固前沿前面积聚起来，从而导致在凝固时溶质排出所造成的成分过冷。成分过冷通过比率G/R来计算，其中G等于在该前沿前面的液体的温度梯度，R等于前沿生长速率。在液相中的较陡热梯度促进了具有较小扩散距离的平直凝固前沿，并且抑制了成分过冷的程度，这是测量生长条件的稳定性和控制生长前沿类型的主要因素。
较陡的温度梯度导致快速凝固，从而减小了所得零部件的晶粒大小和枝晶臂间隔(DAS)。枝晶臂间隔或相颗粒间隔(X)和凝固速率(R)通过等式：λ2R＝常数而相关联起来。随着凝固速率增大，弥散的稀土相的颗粒间隔呈对数性地减小，从而导致结构细化和所需的机械性能提高。较陡的温度梯度降低了枝晶间的显微孔隙度形成，这种情形对于典型高温合金成分的较高收缩比率是有利的。
当合金偏离共晶成分时，如果凝固是在足够陡的温度梯度或在足够缓慢的速率下进行，那么仍然可以保持共晶状显微结构。因此，合金化元素可被添加进来，以便改变相的化学性质及其体积百分率，以用于研制出复杂的高温共晶合金。在三元和更多元的共晶体中，共晶相的总体积百分率一般会增加，从而导致在所得共晶成分中的更细结构。当这些成分与受控凝固组合起来时，就可能实现结构和性能的协同改进。
图2显示了显微照片，显示了不是在受控凝固铸造出下的砂型铸件CHTA合金在200倍放大倍率下的显微结构。在砂型铸造的典型的更缓慢凝固速率(～10℃/分钟)下，αAl-Al3(REM)、例如αAl-Al3(Yb，Y)共晶的形貌一般为片状的和角状的。αAl和Al3(REM)相之间的枝晶臂间隔和颗粒间隔是比较粗大的，并且大多数Al3(REM)颗粒是相连并且连续的。Al3(Yb，Y)相形貌是热稳定的，但其形貌对于弥散强化而言不是最佳的。
图3显示了显微照片，显示了在受控凝固下熔模铸造出的图2所示同一铝合金在200倍放大倍率下的αAl-Al3(REM)主共晶晶粒的显微结构。图4显示了显微照片，显示了在500倍放大倍率下的图3所示铸造铝合金的αAl-Al3(REM)主共晶晶粒的显微结构。该显微结构具有典型结构细化水平。通过控制在熔模铸造工艺中的凝固条件，较快的冷却速率(～100℃/分钟)是可能的，从而增加了Al3(Yb，Y)相的形核和″改性″，以便更好地分布Al3(Yb，Y)相。在共晶合金的枝晶臂间隔和颗粒间隔方面，都有显著的细化和变小。
本发明的铝合金同时具有主共晶结构(αAl-Al3(REM))和不同的二次共晶结构(αAl-CuAl2/Cu3NiAl6)。二次共晶结构最后在主共晶枝晶臂之间和周围凝固。在合适的成分下，凝固的结构是完全的共晶结构。当残余的枝晶间液体在固化过程中凝固时，在受控凝固的铸造工艺和二次共晶合金成分之间具有一些有益的协同，从而产生了CuAl2基相在大小和形貌上的细化以及改进的分布。在图2、3和4中，二次共晶体显示为在主共晶晶粒之间的黑体状结构。
在本发明中，在传统砂型铸造中观察到的在共晶体中的产生应力的结构特征以及在非共晶合金中的更粗大角状形貌(具体而言为过共晶的主要Al3(REM)相)减少了，并且它们对延性和缺口敏感性的有害影响也得以减轻。这种协同允许进行复杂的铸造，例如如图5所示的风机外罩，因为在模具中可以对大约0.03″厚的导流叶片和尖锐转角进行良好的填充。
在铝合金中弥散的共晶颗粒和结构细化也对铝合金的疲劳性能具有有益的影响。对于给定的测试温度，疲劳/耐久性比率(即，在107次循环下的疲劳强度(疲劳极限)除以极限抗拉强度)是测量疲劳性能的一种手段。
图6显示了铝合金的典型的高周疲劳特性，其中在室温和400下的疲劳极限分别被评估为＞20ksi和＞15ksi。在相应的极限抗拉强度值分别为～36ksi和～30ksi时，耐久性比率分别为～0.6(室温)和～0.5(400)。与传统的铝合金(耐久性比率一般为＜0.3)相比，本发明的铝合金具有高的疲劳强度，并且表现得象铝基复合材料和氧化物弥散强化的可锻合金一样。然而，铝合金并不受到铝基复合材料中的陶瓷颗粒(其在任何使用温度下都保持为脆性的)的限制，也不会受到可锻合金所固有的制备零部件的复杂性的限制。
在例如260℃的高温下，铝合金的锌-镁基沉淀物重新固溶，留下铜和镍基(～538℃)和镱/钇基(～632℃)共晶体作为主要的强化相。镍为铜基共晶相提供了高温强度和稳定性，以便使沉淀物受到时间/温度影响而强化，并且减小了可在收缩时观察到的较高热膨胀系数。镍在铝中的固溶度极限是大约0.04％，高于这一百分率，它就会形成不可溶的金属间化合物。然而，镍在铜中具有完全的固溶度，并且可与CuAl2共晶相合金化并对其进行强化，以便形成Cu3NiAl6基共晶相。在铜晶格中用原子镍代替有效地提高了铜基共晶体的高温强度。这些元素之间具有相互关联性，其通过各自的溶解度水平和CuAl2晶格中的原子代替而被驱动。
一定量的铜和镍对铝合金的显微结构具有影响。图7显示了铜/镍比率以及铜加镍之和对铝合金的显微结构的影响。基于细化的均匀结构以及是否存在任何有害相(例如不均匀或条状的)，采用～10-100℃/分钟的受控凝固冷却速率生产的十七种熔模铸造铝合金的铸造加热等静压的显微结构被评级为可接受的、勉强够格的或不良的。相对于铜/镍比率以及铜加镍之和参数来比较显微结构，从而显示了对于给定凝固速率而言，铝合金的显微结构和铜和镍水平之间的关系。铝合金的机械性能(硬度、RT拉伸性能、260℃拉伸性能)也与显微结构对铜/镍比率以及铜加镍之和的关系相关联。
                  表1  Cu/Ni比率以及Cu+Ni之和对260℃拉伸性能的影响
合金 Cu％ Ni％ Cu/Ni Cu+Ni％ 0.2％YSksi UTSksi 在失效时的总伸长(％) 显微结构评级
  A   2.42   1.61   1.50   4.03   16   21 8 可接受
  B   2.48   2.7   0.92   5.18   17   18 2 不良
表1显示了铜/镍比率以及铜加镍之和对合金A和B的影响，除了铜和镍水平之外，这些合金具有基本上相同的成分。合金A的强度/延性和显微结构比合金B更好。对于在熔模铸造的典型更高凝固速率(～50-200℃/分钟，例如～100℃/分钟)下以及加压铸造的典型凝固速率(～5000-50,000℃/分钟，例如～10,000℃/分钟)条件下的铝合金铸件而言，铝合金的铜/镍比率参数应大于大约1.0，并且铝合金的铜加镍之和参数应小于大约4.5％。更优选的是，铜/镍比率参数大于大约1.5，并且铜加镍之和参数小于大约4.0％。
[1]对于在例如砂型铸造的缓慢凝固速率(～5-50℃/分钟，例如～10℃/分钟)下的铝合金铸件而言，铜/镍比率参数应大于大约1.0，并且铜加镍之和参数应小于大约4.0％。优选的是，该铜/镍比率参数大于大约2.0，并且铜加镍之和参数小于大约3.5％。
[2]图8显示了一系列显微照片，显示了在不同类型的铸造中，凝固速率对给定铝合金的显微结构的影响。铝合金的铜/镍比率(0.5)以及铜+镍之和(3％)对于用淬火剂来控制凝固的砂型铸造的典型凝固速率(～10℃/分钟)或熔模铸造的典型凝固速率(～100℃/分钟)而言不是最佳的。加压铸造(～10,000℃/分钟)具有高的凝固速率并且是优选的，因为它可抑制并细化有害相的形成，有害相例如为颜色更深的条状的富镍沉淀物。
                               表2 合金C和D的成分
合金    Yb     Yb     Cu     Ni     Zn     Mg     Ag     Ca     Sr     Al
C    13.5     3.6     2.0     1.0     3.0     1.0     1.0     0.2     0.05     余量
D    13.5     3.6     2.0     0.5     0.5     1.0     1.0     0.2     0.05     余量
在表2和图9中显示了在较低温度下的锌基沉淀物和镍强化铜基共晶体在暴露于高温下的影响。合金C比合金D具有更高的锌含量，这一般会通过锌-镁基沉淀物硬化而通过中等温度的RT来增加合金强度。这些沉淀物在400以上完全重新固溶，并且几乎不提供强化作用。低锌合金D和高锌合金C的强度在大约500时大致相等。拉伸性能测试样本在温度下保持1000小时，然后从高温环境(敞开的方形)中取出，这显示在性能方面只是略有下降。
在中等温度下用镍来强化合金的程度要比锌基沉淀物的强化程度低得多，但预期用于通过增加其抵抗在更高温度/时间组合下重新固溶的能力，来强化铜基共晶体。这就基本上扩展了二次(即铜基)共晶体的稳定性，并且有助于从主(即镱/钇基)共晶颗粒中获得主要的稳定化效果。这样就设计出了可保持长期高温强度的合金。
在受控凝固下的铝合金铸件也具有增加的抗点蚀性。使本发明的铝合金(C和D)和若干商业合金(1、2和3)接受标准的动电位极化测试(采用ASTMG3-89和G102-89在RT下处在3.5％的NaCl溶液中)，以便测量腐蚀速率。使相同合金的样本接受延长的加速盐喷射测试，包括采用3.5％NaCl+0.35％(NH4)2SO4的测试溶液的喷射、潮湿和干燥循环。以达630小时的间隔来检查样本，然后将其剖开，以便测量点蚀深度。
                表3  Al基合金的腐蚀速率与点蚀深度的比较
  合金No.                               成分(重量％)   腐蚀速率(毫米/年)   最大点蚀深度(微米)
Yb Y Zn Cu Mg Sr Ag Mn Ca Cr Ni
  1   4.4   1.5   0.6   0.01   300
  2   0.25   1.0   0.6  0.25   0.03   350
  3   1.2   0.5   5.0   0.03   500
  C   13   3.5   3.0   1.5   0.5   0.5   0.2   0.4   0.1   0.05   180
  D   13   3.5   3.0   0.5   0.5   0.5   0.2   0.2   0.1   0.05   190
表3显示了采用受控凝固熔模铸造出的铝合金C和D的一般腐蚀速率略高于商业合金1、2和3。然而，最大点蚀深度减小了。在商业合金中的点蚀侵蚀经由晶界渗透而产生，并且是腐蚀疲劳和应力腐蚀断裂所导致的结构失效的主要原因。典型地，沉淀物密度相对于晶粒内部是较高的，从而加剧了沉淀物和αAl基体之间的电化腐蚀。在通过本发明形成的铝合金中，共晶相αAl和相邻的Al3(Yb，Y)或(Cu，Ni)Al2形成细小的交替布置，并且均匀地弥散分布在主共晶晶粒或晶粒间的二次共晶体中。结构细化和均匀共晶相分布的总效果就将腐蚀侵蚀均匀地分散在整个铝合金中。阳极氧化处理常用于提高铝合金的抗腐蚀性。对铝合金的初步试验表明，其抗腐蚀性可通过阳极氧化来提高。
以上所述示例性地介绍了本发明的原理。在了解了本发明的以上讲述内容之后，本发明的许多修改和变化也是可以的。已经公开了本发明的优选实施例，然而，本领域的技术人员可以认识到，一些其它的修改也属于本发明的范围内。

Claims (24)

1.一种铸造铝合金的方法，包括以下步骤：
形成所述铝合金，其包括铝，至少一种选自镱、钆、钇、铒和铈的稀土元素，以及至少一种选自铜、镍、锌、银、镁、锶、锰、锡、钙、钴和钛的微量合金元素；以及
控制所述铝合金在淬火剂中的凝固。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征还在于，所述控制凝固的步骤形成了带有所述至少一种稀土元素的多个不可溶颗粒。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种稀土元素的步骤包括，添加大约1.0至20.0％重量的所述至少一种稀土元素。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种微量合金元素的步骤包括，添加大约0.1至15.0％重量的所述至少一种微量合金元素。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种稀土元素的步骤包括，添加大约1.0至20.0％重量的选自镱和钆的第一稀土元素，以及大约0.1至10.0％重量的选自钆、铒、钇和铈(如果所述第一稀土元素是镱)或者选自镱、铒、钇和铈(如果所述第一稀土元素是钆)的第二稀土元素。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述第一稀土元素包括大约12.5至15.0％的镱，并且所述第二稀土元素包括大约3.0至5.0％的钇。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述第一稀土元素包括大约12.9至13.2％的镱，并且所述第二稀土元素包括大约3.0至4.0％的钇。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述至少一种微量合金元素包括按重量计算的大约0.5至5.0％的铜，大约0.1至4.5％的镍，大约0.1至5.0％的锌，大约0.1至2.0％的镁，大约0.1至1.5％的银，大约0.01至1.0％的锶，零至大约0.05％的锰，以及零至大约0.05％的钙。
9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，还包括确定所述铝合金的最佳成分和控制所述铝合金的凝固速率的步骤。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，还包括将所述淬火剂加热至大约100℃的步骤。
11.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述淬火剂包括水和可溶于水的材料。
12.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，还包括将所述铝合金注入熔模铸造型壳中的步骤，其中，所述控制凝固的步骤包括，首先冷却在所述熔模铸造型壳底部的铝合金，然后使所述凝固向上朝着所述熔模铸造型壳的顶部传播。
13.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铝合金包括一定量的镍和一定量的铜，其中，所述一定量的铜加上所述一定量的镍之和小于大约4.0％，并且所述一定量的铜与所述一定量的镍之比大于大约1.5。
14.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述控制凝固的步骤包括，将所述铝合金在所需的速率下放入所述淬火剂中。
15.一种铸造铝合金的方法，包括以下步骤：
形成所述铝合金，其包括铝，至少一种选自镱、钆、钇、铒和铈的稀土元素，以及至少一种选自铜、镍、锌、银、镁、锶、锰、锡、钙、钴和钛的微量合金元素；
将所述铝合金注入熔模铸造型壳中；以及
通过将包含所述铝合金的所述熔模铸造型壳在所需的速率下放入淬火剂中，来控制所述铝合金在所述淬火剂中的凝固。
16.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述控制凝固的步骤包括，形成带有所述至少一种稀土元素的多个不可溶颗粒。
17.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种稀土元素的步骤包括，添加大约1.0至20.0％重量的所述至少一种稀土元素。
18.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种微量合金元素的步骤包括，添加大约0.1至15.0％重量的所述至少一种微量合金元素。
19.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述添加所述至少一种稀土元素的步骤包括，添加大约1.0至20.0％重量的选自镱和钆的第一稀土元素，以及大约0.1至10.0％重量的选自钆、铒和钇(如果所述第一稀土元素是镱)或者选自镱、铒和钇(如果所述第一稀土元素是钆)的第二稀土元素。
20.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述至少一种微量合金元素包括按重量计算的大约0.5至5.0％的铜，大约0.1至4.5％的镍，大约0.1至5.0％的锌，大约0.1至2.0％的镁，大约0.1至1.5％的银，大约0.01至1.0％的锶，零至大约0.05％的锰，以及零至大约0.05％的钙。
21.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，还包括将所述淬火剂加热至大约100℃的步骤。
22.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述铝合金包括一定量的镍和一定量的铜，其中，所述一定量的铜加上所述一定量的镍之和小于大约4.0％，并且所述一定量的铜与所述一定量的镍之比大于大约1.5。
23.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述淬火剂包括水和可溶于水的材料。
24.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，所述控制凝固的步骤包括，首先冷却在所述熔模铸造型壳底部的铝合金，然后使所述凝固向上朝着所述熔模铸造型壳的顶部传播。
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