TWI502075B - 鑄造用鋁銅合金 - Google Patents

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TWI502075B
TWI502075B TW100104393A TW100104393A TWI502075B TW I502075 B TWI502075 B TW I502075B TW 100104393 A TW100104393 A TW 100104393A TW 100104393 A TW100104393 A TW 100104393A TW I502075 B TWI502075 B TW I502075B
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John Forde
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Description

鑄造用鋁銅合金
本發明係有關於一種供鑄造使用之用鋁銅合金。
與其他鑄造用鋁合金系列(例如鋁矽合金)相較，鋁銅合金具有潛在的較高強度。然而，因為鋁銅合金之可鑄性較鋁矽合金為差，所以其在高性能的應用上受到限制。
英國專利申請第2334996A號揭露一種鋁銅合金，其中在鑄造時有實質上不可溶的微粒佔據合金內的樹枝晶間區域(interdendritic regions)。實質上不可溶的微粒較佳為二硼化鈦(titanium diboride)，亦可能為其他材料例如矽碳化物(silicon carbide)、氧化鋁、二硼化鋯(zirconium diboride)、碳化硼(boron carbide)或氮化硼(boron nitride)。這些一般而言既硬且脆的微粒預期會對鑄造合金的延展性造成無法接受的降低作用，然而事實上研究顯示良好的延展性仍被保持著。其係由於這些微粒改變了合金的固化特性，排除了大幅度成分性的非勻態並減少收縮孔隙。在合金固化期間，TiB2 微粒作為鋁樹枝狀結晶填充樹枝晶間空間並開始成長，而且TiB2 微粒的存在限制了剩餘液態金屬經由樹枝晶間管道的移動。此促進了往質量供給的移動，減少與內部及表面連接的收縮孔隙的發生。然而，儘管TiB2 是已知的晶粒精鍊劑，晶粒大小仍極大(例如約為1mm)。此未經練的晶粒空間 可能造成熱分裂(特別是在沙鑄中)，並且可能導致在例如灌鑄或沙鑄等大的慢冷式鑄造中收縮孔隙的形成。
日本專利11199960號揭露一種適合用於製造引擎汽缸頭鑄體的鋁合金，其可能含有鈦。然而，此合金為鋁矽合金，與含微量或不含矽的合金相較，此種合金基本上有極大的流動性及可鑄性，並且不會遭遇相同的熱分裂或收縮孔隙的問題。
本發明之主要目的為提供一鑄造用鋁銅合金。
根據本發明的第一觀點，一種鋁銅合金，包含實質上不可溶的微粒佔據合金內的樹枝晶間區域(interdendritic regions)，係供給有自由鈦，達到與不可溶的微粒結合以達成鑄造合金中晶粒結構進一步精鍊的程度，且促進隨之發生的在可鑄性及其物理性質的改善。
此合金可含有至少0.01%的鈦。此合金可含有至多1%的鈦。此合金可含有至多0.50%的鈦。此合金可含有至多0.15%的鈦(亞包晶)。合金可含有多於0.15%的鈦(過包晶)。
合金可包含：銅(Cu)3.0-6.0%
鎂(Mg)0.0-1.5%
銀(Ag)0.0-1.5%
錳(Mn)0.0-0.8%
鐵(Fe)0.0-1.5%至多
矽(Si)　0.0-1.5%至多
鋅(Zn)　0.0-4.0%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多20%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒的粒徑(particle size)可為0.5微米或更大。至多可達25微米。較佳而言，微粒粒徑至多可達15微米，或達5微米。不可溶的微粒至少存在0.5%，可能多達20%。
合金可包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.5%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多10%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.4-1.0%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多10%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒可存在範圍於0.5%至10%，或1.5%至9%，或3%至9%，或4%至9%。
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　1.5-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　4.0-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.45-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　1.5-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.45-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　4.0-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒之尺寸可至少在一大小範圍(region)小於固態合金的枝晶臂(dendrite arm)間隔(spacing)/晶粒(grain)尺寸且佔有合金的樹枝晶間(interdendritic)/晶間(intergranular)區域。
微粒可包含二硼化鈦(titanium diboride)微粒。合金可包含0.5%-20%二硼化鈦微粒。合金可包含0.5%-10%二硼化鈦微粒。合金可包含3%-7%二硼化鈦微粒。合金可包含4%二硼化鈦微粒。合金可包含7%二硼化鈦微粒。
在鋁銅為基礎的合金中，已確認為導致機械性質及結構健全(integrity)變化因素的兩個主要的觀點，係合金元素的分離以及樹枝晶間孔隙的生成，尤其為表面連結者。
在鑄造鋁銅合金的研究指出，一個對於此類合金材料性質之變化有所貢獻的顯著因素，係富含溶質的材料流經在固化時於枝晶臂間產生的間隙。
為了避免或減少這些現象的發生，本發明基於此加入微細地分開的實質上不可溶的微粒。這些既硬且脆的微粒一般而言預期會對鑄造合金的延展性造成無法接受的降低作用，然而已進行的研究顯示良好的延展性仍被保持著，如以下例子所示。
由於經由樹枝結晶空隙輸送的問題所致的散佈的樹枝晶間孔隙亦為這些合金的特徵。此型孔隙亦造成材料的機械性質，亦即抗拉強度(tensile strength)及伸長量(elongation)及疲勞時限(fatigue life)，的降低。
在本發明可以察知，添加微細地分開的實質上不可溶的微粒改變了合金的固化特性，且他們並非作為合金的直接硬化機制。進一步添加不同級的鈦使晶粒尺寸明顯降低且進一步改變這些固化機制，如下所述。
根據本發明的另一觀點，我們提供一種方法製造一鑄造物，包含熔化鋁銅合金的步驟，鋁銅合金包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-1.0%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
與1.5-10%不可溶的微粒，將所述合金倒入模具(mould)。
根據本發明的另一觀點，我們提供由本發明之一合金或一程序製成的鑄造物。
根據本發明的第一觀點，一種鋁銅合金，包含實質上不可溶的微粒佔據合金內的樹枝晶間區域(interdendritic regions)，係供給有自由鈦，達到與不可溶的微粒結合以達成鑄造合金中晶粒結構進一步精鍊的程度，且促進隨之發生的在可鑄性及其物理性質的改善。
此合金可含有至少0.01%的鈦。此合金可含有至多1%的鈦。此合金可含有至多0.50%的鈦。此合金可含有至多0.15%的鈦(亞包晶)。合金可含有多於0.15%的鈦(亞包晶)。
合金可包含：
銅(Cu)　3.0-6.0%
鎂(Mg)　0.0-1.5%
銀(Ag)　0.0-1.5%
錳(Mn)　0.0-0.8%
鐵(Fe)　0.0-1.5%至多
矽(Si)　0.0-1.5%至多
鋅(Zn)　0.0-4.0%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多20%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒的粒徑(particle size)可為0.5微米或更大。至多可達25微米。較佳而言，微粒粒徑至多可達15微米，或達5微米。不可溶的微粒至少存在0.5%，可能多達20%。
合金可包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.5%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多10%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.4-1.0%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　至多10%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒可存在範圍於0.5%至10%，或1.5%至9%，或3%至9%，或4%至9%。
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　1.5-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　4.0-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.45-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　1.5-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
合金可包含：
銅(Cu)　4.2-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.45-0.85%
錳(Mn)　0.0-0.4%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
不可溶的微粒　4.0-9.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
不可溶的微粒之尺寸可至少在一範圍(region)小於固態合金的枝晶臂(dendrite arm)間隔(spacing)/晶粒(grain)尺寸且佔有合金的樹枝晶間(interdendritic)/晶間(intergranular)區域。
微粒可包含二硼化鈦(titanium diboride)微粒。合金可包含0.5%-20%二硼化鈦微粒。合金可包含0.5%-10%二硼化鈦微粒。合金可包含3%-7%二硼化鈦微粒。合金可包含4%二硼化鈦微粒。合金可包含7%二硼化鈦微粒。
在鋁銅為基礎的合金中，已確認為導致機械性質及結構健全(integrity)變化因素的兩個主要的觀點，係合金元素的分離以及樹枝晶間孔隙的生成，尤其為表面連結者。
在鑄造鋁銅合金的研究指出，一個對於此類合金材料性質之變化有所貢獻的顯著因素，係富含溶質的材料流經在固化時於枝晶臂間產生的間隙。
為了避免或減少這些現象的發生，本發明基於此加入微細地分開的實質上不可溶的微粒。這些既硬且脆的微粒一般而言預期會對鑄造合金的延展性造成無法接受的降低作用，然而已進行的研究顯示良好的延展性仍被保持著，如以下例子所示。
由於經由樹枝結晶空隙輸送的問題所致的散佈的樹枝晶間孔隙亦為這些合金的特徵。此型孔隙亦造成材料的機械性質，亦即抗拉強度(tensile strength)及伸長量(elongation)及疲勞時限(fatigue life)，的降低。
在本發明可以察知，添加微細地分開的實質上不可溶的微粒改變了合金的固化特性，且他們並非作為合金的直接硬化機制。進一步添加不同級的鈦使晶粒尺寸明顯降低且進一步改變這些固化機制，如下所述。
根據本發明的另一觀點，我們提供一種方法製造一鑄造物，包含熔化鋁銅合金的步驟，鋁銅合金包含：
銅(Cu)　4.0-5.0%
鎂(Mg)　0.2-0.5%
銀(Ag)　0.0-1.0%
錳(Mn)　0.0-0.6%
鐵(Fe)　0.0-0.15%
矽(Si)　0.0-0.15%
鋅(Zn)　0.0-1.8%
銻(Sb)　0.0-0.5%
鋯(Zr)　0.0-0.5%
鈷(Co)　0.0-0.5%
鈦(Ti)　0.01-1.0%
其餘為鋁及不可避免的雜質
與1.5-10%不可溶的微粒，將所述合金倒入模具(mould)。
根據本發明的另一觀點，我們提供由本發明之一合金或一程序製成的鑄造物。
本發明現由以下實施例參照附圖敘明。
根據本發明之一合金包含*：
Cu4.35%銅(Cu)　4.35%
鎂(Mg)　0.42%
銀(Ag)　0.70%
錳(Mn)　0.01%
鐵(Fe)　0.01%
矽(Si)　0.07%
鋅(Zn)　0.01%
鈦(Ti)　0.02%
二硼化鈦(TiB2 )　4.80%
標示為A合金
以傳統方式鑄造。
此合金係於一樹脂黏合之砂模具中鑄造，模具結構如圖1所示。此試樣係在850度C的溫度由坩堝直接倒入，且鑄成品係在空氣中固化。此鑄成品如圖2，係如圖3之描述切片，且標註於圖3之A表面係使用120-1200砂(grit)的金剛砂紙(silicon carbide grinding paper)磨平，再用鑽石化合物及膠體矽(colloidal silica)拋光。成品表面而後以Kellers試劑蝕刻及使用光學放大鏡及顯微鏡成像。
相似的合金組成包含*：
銅(Cu)　4.29%
鎂(Mg)　0.49%
銀(Ag)　0.75%
錳(Mn)　0.0%
鐵(Fe)　0.01%
矽(Si)　0.05%
鋅(Zn)　0.01%
鈦(Ti)　0.15%
二硼化鈦(TiB2 )　4.89%
標示為B合金
以及
銅(Cu)　4.42%
鎂(Mg)　0.26%
銀(Ag)　0.78%
錳(Mn)　0.01%
鐵(Fe)　0.01%
矽(Si)　0.04%
鋅(Zn)　0.01%
鈦(Ti)　0.44%
二硼化鈦(TiB2 )　4.58%
標示為C合金
以相似且根據本發明之方式製造
由以上成分可知，這些合金，根據本發明，包含介於1-9%的二硼化鈦微粒。這些微粒的尺寸介於0.5-15微米(microns)間。在上述例子中，合金的晶粒尺寸被發現介於40到200μm間且二硼化鈦微粒的粒徑介於0.5-15μm，故微粒幾乎在小於晶粒尺寸的大小。當此三個鑄造物的成品一起在巨觀及微觀被比較，晶粒尺寸隨鈦級數(含量，level)增加而相對減少係清楚被觀察到的。
圖4A以巨觀顯示A合金的鑄造物之晶粒結構。圖4B以相同尺寸顯示B合金的鑄造物之晶粒結構，而圖4C顯示C合金的鑄造物之晶粒結構。晶粒尺寸隨鈦級數增加而減少係清楚可見的。圖5A、b、c以微觀尺寸表示這三個合金的晶粒結構。
A合金，包含0.02%*鈦，顯出相對的等粗糙的結晶樹枝狀結構，參見圖5A。
B合金，包含0.15%*鈦，顯出具有一些仍然可見的主要枝晶臂的晶粒已精鍊結構，參見圖5B。
C合金，包含0.44%*鈦，顯出具有晶粒已完全精鍊之勻相結構(fully grain refined homogenous structure)，參見圖5C。
此增加鈦重量百分率的結果對於合金的固化機制及固化結構有影響。這些被改變的固化機制的發生係因為被增進的晶粒精鍊(被活化(activated)的TiB2 及或TiAl3 的結果)與非活化(inactive)推進(pushed)的TiB2 微粒的交互影響。此交互影響造成合金熱分裂(hot-tearing)的極大的減少趨勢，最小化的晶粒尺寸冷率效應(cooling-rate effect)以及所伴隨在不同厚度的截面更一致的機械性質，增進的表面拋光，而且它也讓生成完好健全(sound)的鑄造物所需的入料金屬的級數得以明顯減少。
添加自由鈦以兩種方式影響合金，視鈦的加入量而定。首先，鈦的加入量少於0.15 wt%係在亞包晶區域，意味著在此級數以下TiAl3 不會在鋁熔化物中生成。然而晶粒成核理論暗示在亞包晶平出一原子級薄層，近似於TiAl3 生成在TiB2 微粒表面的結構，且此促進α態鋁的成核。藉由此機制，添加TiB2 於鋁熔化物造成了晶粒精鍊，而TiB2 則作為α態鋁晶粒的勻相成核基座。這些微粒的效率推測介於1-2%的區域，因為只有相對少數數目的微粒實際上起始一個晶粒；其他微粒被成長的鋁晶粒推到晶粒邊界。
因此，在本發明之合金，鈦的亞包晶於熔化物的添加量實質上活化了合金中的TiB2 微粒。不像TiB2 微粒主要用於影響液態金屬流，他們提供精鍊合金的晶粒結構以及影響液態金屬流及進料機制兩個用途。TiB2 被添加純粹作為晶粒精鍊劑，添加級數(含量，level)低如0.004wt%，即使在此級數，成和效率為1-2%。在根據本發明之合金，TiB2 的級數可以較高，但有巨量的TiB2 微粒保持未活化且這些微粒在固化過程中被成長的晶粒推移至晶粒間區域。此伴隨著晶粒精鍊的晶粒推移，觀察自鈦的亞包晶添加級數，產生明顯的好處如下：
●較細微的晶粒尺寸造成較小較均勻的單獨格單位且在固化中此有助於合金中質量提供的移動。鋁合金在固化中會縮小，此通常導自液態金屬流經樹枝晶間區域，而液態金屬不可填入的區域從已知為收縮孔隙的間隙縮小。質量提供原則在因為TiB2 微粒存在於樹枝晶間區域而對於液態金屬流有足夠阻力使合金被迫以成堆移動的液體/固體/微粒進料為基礎的狀況有作用。此僅會發生經過一持續期間，如果微粒的散佈示非常均勻，又其僅會在晶粒小且均勻時可肯定。
●此TiB2 微粒作為晶粒精鍊劑與固化/進料調整劑的雙重用途明顯增進收收縮孔隙的阻抗以及熱分裂以及提供作為更勻相的鑄造結構。
●藉由遍及固化結構的勻相分佈的TiB2 微粒亦可得到更一致的機械結構以及延長的保留。細微的晶粒結構使TiB2 廣且均勻地散佈在整個固化結構中，若非如此，則TiB2 微粒會聚在一起且為脆性陶土而致使裂痕成長經過合金而明顯減少延展性。
●對組成運作系統設計及進料而言，由樹枝狀進料轉變為質量進料是非常重要的牽連。對習知的鋁-銅合金來說，一個最重大的爭議在於為了獲得健全的鑄造物，鑄造物必須供給大量的液態進料金屬，且作為結果材料產率極低。大量的原料熔化僅產出相對小量的成品，此對於合金成本的效益有極大的衝擊。轉變為質量進料得以大幅減少進料需求而增進原料使用的效益及每次鑄造的能源輸入。
然而在此鈦晶粒精鍊的濃度被發現與冷卻速率高度相關。晶粒的變粗可能發生在慢冷(slow-cooled)區域而多孔結構變成更近似球狀及枝晶狀，此可負面影響合金使他對於如熱分裂等議題更敏感且使進料金屬需求之縮減無效。因此本發明的一種具有此一鈦範圍的合金最適合用於速冷系統，例如壓鑄。
鈦含量中有超過0.15wt%的自由鈦的合金變成過包晶。在此級數上TiAl3 微粒可形成鋁熔化物。鈦的過包晶於合金的 添加量進一步造成無法預期的晶粒尺寸減小以及進一步極為重要的對於材料固化行為的促進。典型地，鈦的過包晶於合金的添加量已經包含4-5wt%TiB2 會被預期在晶粒精鍊有小影響，但是在本發明中，TiB2 與TiAl3 的結合不僅減小晶粒尺寸亦在固化及進料機制上有明顯影響，結果增進可鑄造性。
在過包晶區域的鈦的添加使TiAl3 微粒生成，其良好地生成於鋁熔化物液相線上。TiAl3 已經顯現其是比TiB2 更好的晶粒精鍊劑，因此在液相金屬固化前有大量的TiAl3 微粒隨TiB2 分佈。在固化中TiAl3 微粒迅速成核為大量數目的鋁晶粒，晶粒的成長受到TiB2 限制當他們被推移到晶粒邊緣。與TiB2 一般，不是每個TiAl3 微粒都會成核為一個晶粒，然而與TiB2 不同的是TiAl3 微粒被進階的成長吞沒而非推移，此係保持合金延展性的關鍵。與亞包晶鈦的添加相較之下TiAl3 在熔化物中生成造成晶粒尺寸的進一步縮減且使極細微的晶粒在高冷卻速率下生成。然而更重要的是它使高精鍊晶格的生成可行，即便在慢冷區間。晶粒的精鍊仍然是冷卻速率的函數，但是高級數的晶粒精鍊指的是即使在慢冷卻速率，晶粒尺寸仍然足夠細微使質量進料發生。因此，過包晶鈦的添加不僅可使先前在亞包晶合金中觀察到的晶粒繼續存在於砂鑄及灌鑄技術，他們實際有助於進一步保存為進料金屬，致使材料產率增加及能源效率提升。
上述對晶粒結構的作用表示於圖5A、5B、5C及圖6。圖6A說明在非常低的重量百分比自由鈦的合金的微結構雖然結 構是各方等大的，且顯示一些精鍊級數很低的晶粒精鍊的證據。圖6B顯示有至多0.15wt%自由鈦的亞包晶(hypoperitectic)微結構。在圖6B，TiB2 可被觀察到在鋁晶粒的中央且該處無鋁化物存在，表示合金在包晶門檻以下。圖6C顯示由0.15wt%鈦上升至1.0wt%鈦，TiAL3 可被觀察到在鋁晶粒的中央，表示鈦的級數在包晶門檻上且鋁化物現正作為成核微粒。
鈦的添加使廣範圍的鑄態晶粒尺寸與冷卻速率相關。圖7A說明一個在冷卻速率極高的情形下可達成之特殊細微晶粒結構，圖7B說明一個冷卻速率較慢的情形下可達成之粗糙晶粒結構。這些合金包含過包晶等級鈦。
一般而言，如上所述在鑄造合金中自由鈦所需用以精鍊晶粒結構以及促進往質量進料移動的量與從合金製成的鑄造件的冷卻速率有關。一般而言，對於鑄造相仿尺寸來說，傳統砂鑄與澆鑄因為天性地低冷卻速率的關係需要高於包晶門檻的鈦含量。然而高冷卻速率鑄造製程例如壓鑄及重冷硬砂鑄可使用亞包晶級數的自由鈦達成晶粒精鍊。
在過包晶鈦範圍觀察到的質量進料現像的放大可顯著減少產出完好健全鑄造物所需的進料金屬。典型鋁合金需要大型液態金屬儲槽以供應固化及收縮鑄造物，如果一個區域被隔絕於液態金屬之供給，孔隙生成以抵銷鑄造固化及收縮產生的體積變化。如果結構是質量進料且鑄造件在固化過程前早許多步驟變成一致(coherent)結構且如果，固化流程從頭到尾，沒有液態金屬的枝晶間移動則極少有可能發生收縮孔隙。
在此鑄造物製造中實用的結果係鑄造物或產自一給定量金屬之鑄造物的產率大幅提昇，亦即可由一特定量金屬鑄成之給定組成物的數量有增加。藉此可達到節省成本及能源，包含鑄造物之製成及組成物之預鑄程序。
此外，晶粒尺寸的縮減以及由樹枝狀轉變為多孔結構造成與表面有關以及嚴重、內部的收縮孔隙的減少。此直接影響由合金鑄成的構件的疲勞表現，因為孔隙度是疲勞壽命最決定性的要素之一。孔洞在疲勞承載式樣中成為起始點，且亦影響裂紋擴展及最終故障，以作為壓力集中者及減少承載面積的方式。
在本說明書中所有成分以重量百分率表示：在『不可溶的微粒』此用語中『不可溶』指的是至少實質上在合金裡為不可溶；『微粒』指的是金屬或金屬間(inter-metallic)化合物或陶瓷材料。微粒可包含例如二硼化鈦(titanium diboride)或矽碳化物(silicon carbide)、氧化鋁、二硼化鋯(zirconium diboride)、碳化硼(boron carbide)或氮化硼(boron nitride)：雖然僅一種特定的合金組成體現本發明而於實施例中被描述，其他合金組成亦被涵蓋及列為申請專利範圍，且一合金體現本發明可具有一合金組成、一微粒組成、一微粒尺寸、一微粒內容等如本說明書中所述的任何部分。
雖然前述的描述及圖示已揭示本發明之較佳實施例，必須瞭解到各種增添、許多修改和取代可能使用於本發明較佳實施例，而不會脫離如所附申請專利範圍所界定的本發明原理之精神及範圍。熟悉該技藝者將可體會本發明可能使用於很多形式、結構、佈置、比例、材料、元件和組件的修改。因此，本文於此所揭示的實施例於所有觀點，應被視為用以說明本發明，而非用以限制本發明。本發明的範圍應由後附申請專利範圍所界定，並涵蓋其合法均等物，並不限於先前的描述。
註*：此節所有引述的重量百分率係測得的數字且有標準誤差。組成分析係由電感耦合等離子發射光譜(inductively coupled plasma optical emission spectroscopy)做成且有±2%的誤差。
圖1為模具式樣的概略圖；
圖2為鑄造物成品概略圖；
圖3為鑄造物成品截面顯微鏡檢驗示意圖；
圖4A、B、C為顯示晶粒尺寸隨鈦級數(含量，level)增加0.02 wt%*,0.15 wt%*,0.44 wt%*而減少的肉眼可見影像；
圖5A、B、C分別為顯示隨鈦級數增加0.02 wt%*,0.15 wt%*,0.44 wt%*的間格微結構的光學顯微影像；
圖6A、B、C分別以放大尺寸顯示隨鈦總量增加的合金微結構；以及
圖7A、B顯示控制鑄造之冷卻速率在微結構的影響。

Claims (8)

  1. 一種鑄造用鋁銅合金，包含：銅(Cu)3.0-6.0wt%；鎂(Mg)0.0-1.5wt%；銀(Ag)0.0-1.5wt%；錳(Mn)0.0-0.8wt%；鐵(Fe)0.0-1.5wt%；矽(Si)0.0-1.5wt%；鋅(Zn)0.0-4.0wt%；銻(Sb)0.0-0.5wt%；鋯(Zr)0.0-0.5wt%；鈷(Co)0.0-0.5wt%；自由鈦(Ti)>0.15-1.0wt%；不可溶的微粒0.5-20wt%；其餘為鋁及不可避免的雜質；其中，不可溶的微粒佔據合金內的樹枝晶間區域(interdendritic regions)且包含二硼化鈦(titanium diboride)微粒，其中鋁銅合金包含多於0.15wt%的自由鈦以達成鑄造合金中晶粒結構的精鍊。
  2. 如請求項1所述之合金，其中該不可溶的微粒的尺寸介於0.5至25μm。
  3. 如請求項2所述之合金，其中該不可溶的微粒的尺寸介於0.5 至15μm。
  4. 如請求項3所述之合金，其中該不可溶的微粒的尺寸介於0.5至5μm。
  5. 如請求項1到4任一項所述的合金，包含3wt%-7wt%二硼化鈦微粒。
  6. 如請求項5所述的合金，包含4wt%二硼化鈦微粒。
  7. 如請求項5所述的合金，包含7wt%二硼化鈦微粒。
  8. 一種製作鑄造物的方法，包含熔化如請求項1到4任一項所述的合金且將合金成品引入一模具中。
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10150713B2 (en) 2014-02-21 2018-12-11 Terves, Inc. Fluid activated disintegrating metal system
US10689740B2 (en) 2014-04-18 2020-06-23 Terves, LLCq Galvanically-active in situ formed particles for controlled rate dissolving tools
US10758974B2 (en) 2014-02-21 2020-09-01 Terves, Llc Self-actuating device for centralizing an object
US11167343B2 (en) 2014-02-21 2021-11-09 Terves, Llc Galvanically-active in situ formed particles for controlled rate dissolving tools
US10865465B2 (en) 2017-07-27 2020-12-15 Terves, Llc Degradable metal matrix composite
GB2537576A (en) * 2014-02-21 2016-10-19 Terves Inc Manufacture of controlled rate dissolving materials
US20170268088A1 (en) 2014-02-21 2017-09-21 Terves Inc. High Conductivity Magnesium Alloy
CN106460133B (zh) 2014-04-18 2019-06-18 特维斯股份有限公司 用于受控速率溶解工具的电化活性的原位形成的颗粒
US9943918B2 (en) 2014-05-16 2018-04-17 Powdermet, Inc. Heterogeneous composite bodies with isolated cermet regions formed by high temperature, rapid consolidation
KR101637735B1 (ko) * 2014-11-19 2016-07-08 현대자동차주식회사 탄성 및 성형성이 우수한 알루미늄 합금 및 그 제조방법
CN104611617B (zh) * 2014-11-20 2016-08-24 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种液态模锻Al-Cu-Zn铝合金及其制备方法
CN104894444A (zh) * 2015-06-09 2015-09-09 苏州德翔装饰工程有限公司 一种装饰用铝合金材料及其制备方法
CN105112748A (zh) * 2015-09-08 2015-12-02 苏州慧驰轻合金精密成型科技有限公司 一种高强度铸造铝合金及其制备方法
DE102019128675B3 (de) * 2019-10-23 2021-03-11 Volkswagen Aktiengesellschaft Aluminiumlegierung, deren Verwendung sowie Zylinderkopf
US20210121949A1 (en) * 2019-10-25 2021-04-29 Goodrich Corporation Shape memory alloy particle toughening of cast or additive manufactured al-cu-mg-ag-tib2
CN111020300B (zh) * 2019-12-05 2021-09-10 江苏大学 一种抗热裂型双元纳米颗粒增强铝基复合材料的制备方法
US20220170138A1 (en) * 2020-12-02 2022-06-02 GM Global Technology Operations LLC Aluminum alloy for casting and additive manufacturing of engine components for high temperature applications
CN114855039B (zh) * 2021-02-03 2023-06-23 中国石油化工股份有限公司 一种Al-Cu-Mg-Ag合金及其制备方法和应用
CN113073242B (zh) * 2021-03-26 2022-05-03 鹰潭市林兴建材有限公司 一种导电性能良好的铝合金材料的生产方法
CN113943879B (zh) * 2021-07-07 2023-05-16 上海大学 一种高强高韧Al-Cu-(Al-Ti-Nb-B)合金及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6126898A (en) * 1998-03-05 2000-10-03 Aeromet International Plc Cast aluminium-copper alloy
US20080060723A1 (en) * 2006-09-11 2008-03-13 Gm Global Technology Operations, Inc. Aluminum alloy for engine components

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3475166A (en) * 1969-01-15 1969-10-28 Electronic Specialty Co Aluminum base alloy
SE349331B (zh) 1970-04-28 1972-09-25 Svenska Aluminiumkompaniet Ab
JPS59219444A (ja) * 1983-05-24 1984-12-10 Toyota Motor Corp 分散強化型アルミニウム合金
US4786467A (en) * 1983-06-06 1988-11-22 Dural Aluminum Composites Corp. Process for preparation of composite materials containing nonmetallic particles in a metallic matrix, and composite materials made thereby
US5462712A (en) 1988-08-18 1995-10-31 Martin Marietta Corporation High strength Al-Cu-Li-Zn-Mg alloys
SU1650746A1 (ru) * 1988-10-18 1991-05-23 Омский политехнический институт Способ получени лигатур дл алюминиевых сплавов
US4943490A (en) * 1989-08-07 1990-07-24 Dural Aluminum Composites Corp. Cast composite material having a matrix containing a stable oxide-forming element
JPH04120237A (ja) * 1990-09-07 1992-04-21 Furukawa Alum Co Ltd アルミニウム基制振材料とその製造方法
CA2030928A1 (en) * 1990-11-27 1992-05-28 David James Lloyd Method of preparing improved eutectic or hyper-eutectic alloys and composites based thereon
GB2259308A (en) 1991-09-09 1993-03-10 London Scandinavian Metall Metal matrix alloys
US5376192A (en) * 1992-08-28 1994-12-27 Reynolds Metals Company High strength, high toughness aluminum-copper-magnesium-type aluminum alloy
CZ306797A3 (cs) * 1995-03-31 1999-01-13 MERCK Patent Gesellschaft mit beschränkter Haftung Komposity se základní kovovou hmotou slitin hliníku vyztužené keramickými částicemi boridu titanu
JPH09296245A (ja) 1996-04-30 1997-11-18 Kyushu Mitsui Alum Kogyo Kk 鋳物用アルミニウム合金
WO1998010109A1 (fr) * 1996-09-03 1998-03-12 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Alliage, alliage d'aluminium et element d'alliage d'aluminium ayant une excellente resistance a la fatigue thermique
JP4132293B2 (ja) * 1997-10-15 2008-08-13 株式会社豊田中央研究所 耐疲労特性に優れたアルミニウム合金
US7547366B2 (en) * 2004-07-15 2009-06-16 Alcoa Inc. 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications
NO20065767L (no) * 2006-12-13 2008-06-16 Hydro Aluminium As Aluminium stopelegering, metode for fremstilling, samt stopt del for forbrenningsmotor.
CN100999796A (zh) * 2007-01-11 2007-07-18 上海交通大学 原位颗粒增强耐热铝基复合材料
US20080299001A1 (en) * 2007-05-31 2008-12-04 Alcan International Limited Aluminum alloy formulations for reduced hot tear susceptibility
US8980021B2 (en) * 2008-04-02 2015-03-17 GM Global Technology Operations LLC Metal treatment to eliminate hot tear defects in low silicon aluminum alloys

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6126898A (en) * 1998-03-05 2000-10-03 Aeromet International Plc Cast aluminium-copper alloy
US20080060723A1 (en) * 2006-09-11 2008-03-13 Gm Global Technology Operations, Inc. Aluminum alloy for engine components

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Publication number Publication date
EP2534273B1 (en) 2014-10-01
CN102834535B (zh) 2015-12-09
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GB2477744A (en) 2011-08-17
EP2837702A1 (en) 2015-02-18
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