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CN111996424A - TiCB-Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金 - Google Patents

TiCB-Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金 Download PDF

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Abstract

本公开提供了一种TiCB‑Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金。TiCB‑Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的TiCB@TiBC晶种，TiCB@TiBC晶种包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包覆核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。根据本公开的TiCB‑Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Zr、Si导致的“中毒”的技术瓶颈，对含Zr或含Si铝合金能够实现高效细化且不衰退，并且细化后的铝合金在重熔后，其细晶组织可遗传。

Description

TiCB-Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金
技术领域
本公开涉及金属材料领域，具体涉及一种TiCB-Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金。
背景技术
高强超高强铝合金因强度优势在航空航天、交通运输和5G通讯等领域应用前景广阔。例如，7050超高强铝合金已经替代钢材占据当前航空材料的主导地位，进入快速发展期的轨道交通领域对该合金也展现出了强劲的需求趋势。另外，铝合金零部件现已成为汽车工业的首选，如发动机气缸体、气缸盖、活塞、连杆、车轮、罩盖壳体类零件等，其中70％以上为Al-Si系合金(如A356、ZL109、ZL114、ADC12等)铸件，而且需求量增幅空间大，产品附加值高。
然而，高强超高强铝合金的塑韧性、加工性能差、废(次)品率高，主要原因是初晶α-Al枝晶粗大导致的。对α-Al进行晶粒细化可提高其综合力学性能和成品率，但传统商用细化剂如Al-Ti-B或Al-Ti-C中间合金在加入铝熔体后易与铝合金中的Zr、Si等强化元素发生不可逆反应，使晶粒细化失效，称之为细化“中毒”现象，其涉及面大、影响深远、解决难度大。例如，7xxx系铝合金因存在Zr元素导致的细化“中毒”，使半连续铸坯晶粒粗大，导致宏观偏析、缩松、热裂等铸造缺陷，伴随光亮晶、羽毛状晶、组织性能不均匀现象，还增加了铸坯的各向异性，导致变形能力差，不利于后续塑性加工；Al-Si系合金中因Si元素导致的细化“中毒”，其α-Al枝晶或共晶团异常粗大，导致铸件成分偏析、雪花斑、缩松、缩气孔等诸多缺陷，显著降低铸件的强韧性、疲劳性能、组织致密性、组织均匀性和产品的一致性。
目前，铝加工企业在生产中采取两种方法来勉强应对细化“中毒”难题。一是增加细化剂的添加量，这在一定程度上解决了晶粒细化问题，但由此带来了新的问题，过量Ti与Zr、Si元素发生反应，生成粗大板片相等，从而降低产品质量、恶化合金力学性能；另外，过量Ti不利于回收料的循环再利用，全用新料不仅增加生产成本，也不符合绿色可持续发展策略。二是缩短“中毒”反应时间，即将Al-Ti-B等细化剂细丝预置于模具中，浇注过程将其溶解并迅速进入凝固阶段，但难以保证细化剂有效溶解和均匀发挥作用，导致废品率上升。
另外，虽然众多研究人员也对如何解决细化“中毒”难题做了大量的研究工作(比如开发新型细化剂、改进现有细化剂、微合金化设计等等)，但均存在成本高、改变合金成分、效果差且不稳定或与生产现场技术相悖等技术短板。
此外，现有的Al-Ti-B等细化剂的细化效果易衰退，也就是说，在保温时间较长时，现有的细化剂会失去细化效果，导致α-Al变粗。
发明内容
为了解决上述问题中的至少一个问题，本公开提供一种对含Zr或含Si铝合金中的α-Al具有优异的细化效果的TiCB-Al晶种合金、其制造方法及可遗传铝合金。
根据本公开的一方面，提供一种TiCB-Al晶种合金，所述TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的TiCB@TiBC晶种，所述TiCB@TiBC晶种包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
可选地，所述核部中的Ti含量可高于所述壳部中的Ti含量，所述核部中的C含量可高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量可低于所述壳部中的B含量。
可选地，所述B掺杂型TiCB由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。
可选地，基于100wt％的所述TiCB-Al晶种合金，所述TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.08wt％-10.24wt％。
可选地，基于100wt％的所述TiCB-Al晶种合金，Ti的含量可以为0.06wt％-7.77wt％，C的含量可以为0.01wt％-1.30wt％，B的含量可以为0.01wt％-1.17wt％。
可选地，所述TiCB@TiBC晶种的形貌与六角板片状的TiB2晶体和八面体状或十四面体状的TiCx晶体的形貌不同。
可选地，所述TiCB@TiBC晶种大体呈球形，所述TiCB@TiBC晶种的直径在50nm-800nm之间。
根据本公开的另一方面，提供一种TiCB-Al晶种合金，所述TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的多个粒子，所述多个粒子中的每个包括核部和包覆所述核部的至少一部分的壳部，所述核部中的C含量高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量低于所述壳部中的B含量。
根据本公开的另一方面，提供一种TiCB-Al晶种合金的制造方法，所述制造方法包括：(1)准备0.64wt％-75.00wt％的Al-Al3BC中间合金、0.06wt％-7.77wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝，其中，Al-Al3BC中间合金中的Al3BC为Al-Al3BC中间合金的总重量的3.0wt％-15.0wt％；(2)将工业纯铝和Al-Al3BC中间合金熔化并升温至850℃-1300℃；(3)加入海绵钛，在所述海绵钛溶解后进行保温，保温时间为5min-60min，以获得熔体；(4)浇注熔体以获得根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金。
根据本公开的另一方面，提供一种可遗传铝合金，所述可遗传铝合金包括α-Al和TiCB@TiBC晶种，所述TiCB@TiBC晶种作为α-Al的晶种且包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
可选地，基于100wt％的可遗传铝合金，所述TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.001wt％-5.120wt％，所述可遗传铝合金可以为可遗传Al-Zn系合金，基于100wt％的可遗传Al-Zn系合金，Al的含量可以为60.0wt％-98.9wt％，Zn的含量为1.0wt％-10.0wt％，Zr的含量可以为0.0wt％-0.8wt％，或者所述可遗传铝合金可以为可遗传Al-Si系合金，基于100wt％的可遗传Al-Si系合金，Al的含量可以为60.0wt％-99.5wt％，Si的含量可以为0.4wt％-13.0wt％。
可选地，利用TP-1标准法测得的所述可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸可以在20μm-150μm之间，利用KBI环模法或TP-1标准法测得的所述可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸可以在35μm-250μm之间。
可选地，将所述可遗传Al-Zn系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸可小于重熔前的可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸，将所述可遗传Al-Si系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸可小于重熔前的可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸。
可选地，在700℃-820℃将所述可遗传Al-Zn系合金重熔并保温15min-100min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸可以在5μm-150μm之间，在680℃-820℃将所述可遗传Al-Si系合金重熔并保温15min-180min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸可以在5μm-200μm之间。
根据本公开的TiCB-Al晶种合金成本低、细化效果好且稳定，并且易于应用到生产现场中。
根据本公开的TiCB-Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Zr、Si导致的“中毒”的技术瓶颈，对含Zr及含Si铝合金能够实现高效细化且不衰退，并且细化后的铝合金在重熔后，其细晶组织可遗传。
根据本公开的可遗传铝合金，应用于工业生产时，只需将该公开的铝合金重熔，无需添加细化剂或实施与晶粒细化相关的熔体处理技术，浇注得到的铸件即可得到超细晶组织，因此可简便、高效地应用于工业生产中。
附图说明
通过以下结合附图进行的详细描述，本公开的以上和其它方面、特征及其它优点将被更清楚地理解，在附图中：
图1A和图1B是根据本公开的实施例的TiCB@TiBC晶种的电子探针元素分析，图1C是示出根据本公开的实施例的TiCB@TiBC晶种的模型图；
图2A是根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金的微观组织，图2B是通过对图2A的微观组织进行面扫描分析而获得的元素含量分布图；
图3是示出根据本公开的示例1的TiCB-Al晶种合金的微观组织；
图4是示出根据本公开的示例2的TiCB-Al晶种合金的微观组织；
图5是示出利用根据公开的TiCB-Al晶种合金和传统的Al-5Ti-1B中间合金对A356进行细化的比较结果；
图6A是根据本公开的示例3的可遗传Al-Zn系合金的微观晶粒组织，图6B是图6A中的可遗传Al-Zn系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织；
图7A是根据本公开的示例4的可遗传Al-Si系合金的宏观晶粒组织，图7B是图7A中的A部分的微观晶粒组织，图7C是图7A中的可遗传Al-Si系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织；
图8A是根据本公开的示例5的可遗传Al-Si系合金的微观晶粒组织，图8B是图8A中的可遗传Al-Si系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织。
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。
TiCB-Al晶种合金
以下，参照图1描述根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金。
根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的TiCB@TiBC晶种，TiCB@TiBC晶种包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包覆核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
图1A和图1B示出了利用场发射扫描电子显微镜对TiCB-Al晶种合金中的TiCB@TiBC晶种进行的成分分析。其中，图1B是沿着图1A的白色线条进行的线扫描分析，示出了Ti、C和B三种元素的含量根据位置的变化情况。
如图1A所示，TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的粒子。如图1B所示，通过对该粒子进行电子探针元素分析，可看出该粒子包含Ti、C和B三种元素。
另外，从图1B还可看出，从该粒子的外侧到内侧，C含量的变化趋势大体上与B元素的变化趋势相反。例如，在该粒子的外周，C含量较少，而B元素含量较多，甚至达到峰值水平；而在该粒子的内部，C含量较多，甚至达到峰值水平，而B含量较少。也就是说，核部中的C含量高于壳部中的C含量，而核部中的B含量低于壳部中的B含量。
这表明在该粒子的核部包含B掺杂型TiCB，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx(由于TiCx中存在C空位，因此x＜1)晶体的C空位而形成的TiCB相；而该粒子的壳部包含TiBC三元相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相。因此，根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金包括TiCB@TiBC(核@壳)晶种。
应理解的是，B掺杂型TiCB与TiBC三元相是两种完全不同的相。B掺杂型TiCB是通过B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的，因此B掺杂型TiCB还保留TiCx晶体的晶格结构。而TiBC三元相是由Ti、B和C组成的三元相，其不具有TiCx的晶体结构，因此与TiCB的晶格结构不同。
根据本发明的实施例，B掺杂型TiCB可由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。通常，根据熔体法制备的TiCx中的x的范围满足0.72＜x＜0.81。另外，考虑到在不破坏TiCx的晶格结构的情况下的B的最大掺杂量，根据本公开的实施例的y满足0＜y＜0.17。
应理解的是，本公开通过图1B仅意图证实TiCB@TiBC的核壳结构，而不意图限定本公开中的B掺杂型TiCB中的B的掺杂量以及TiBC三元相中的Ti、B和C的含量。事实上，即使在相同成分的TiCB-Al晶种合金中，对于不同的TiCB@TiBC晶种，TiCB中的B的掺杂量以及TiBC三元相中的Ti、B和C的含量也有可能不同。
根据本公开的实施例，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.08wt％-10.24wt％。可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.26wt％-2.90wt％。可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为1.12wt％-4.62wt％。可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为4.62wt％-10.24wt％。
另外，根据本公开的实施例，在TiCB-Al晶种合金中，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，Ti的含量可以为0.06wt％-7.77wt％，C的含量可以为0.01wt％-1.30wt％，B的含量可以为0.01wt％-1.17wt％。
可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，Ti的含量可以为0.2wt％-2.20wt％，C的含量可以为0.03wt％-0.37wt％，B的含量可以为0.03wt％-0.33wt％。可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，Ti的含量可以为0.85wt％-3.5wt％，C的含量可以为0.14wt％-0.59wt％，B的含量可以为0.13wt％-0.53wt％。可选地，基于100wt％的TiCB-Al晶种合金，Ti的含量可以为3.50wt％-7.77wt％，C的含量可以为0.59wt％-1.30wt％，B的含量可以为0.53wt％-1.17wt％。
根据本公开的实施例，如图1A所示，TiCB@TiBC晶种的形貌与六角板片状的TiB2晶体和八面体状或十四面体状的TiCx晶体的形貌不同。TiCB@TiBC晶种可大体呈球形(不是完美的球形)，且无明显棱角。
另外，如图1A所示，TiCB@TiBC晶种的直径介于50nm-800nm之间，弥散分布于铝基体上。“TiCB@TiBC晶种的直径介于50nm-800nm之间”是指TiCB-Al晶种合金中的每个TiCB@TiBC晶种的最大直径也在上述范围内，而未超出上述范围。
图1C示意性地示出了根据本公开的实施例的TiCB@TiBC晶种的模型图。从图1C可看出，TiCB@TiBC晶种包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包含TiBC三元相。应理解的是，图1C仅是示意性地示出了TiCB@TiBC晶种的核壳结构，核部和壳部的大小以及比例不受图1C的模型的限制。另外，TiCB@TiBC晶种的形貌也不受图1C的模型的限制。
应理解的是，在图1C中，TiCB@TiBC晶种的壳部完全包覆核部。然而，本公开不限于此，TiCB@TiBC晶种的壳部可能仅包覆核部的一部分。
图2A是根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金的微观组织，图2B是通过对图2A的微观组织进行面扫描分析而获得的元素含量分布图，示出了图2A中的各个位置的元素含量分布。根据图2中的元素分布可看出，TiCB@TiBC晶种中的核部和壳部中的C和B的元素分布情况。
如图2所示，在TiCB@TiBC晶种中，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。另外，即使是同一个TiCB@TiBC晶种，壳部的各个部分的B含量也可能不是均匀的，并且壳部的各个部分的厚度也可能不是均匀的。此外，壳部可完全包覆核部，或者壳部可仅包覆核部的一部分。
TiCB-Al晶种合金的制造方法
以下，描述根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金的制造方法。然而，应理解的是，根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种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TiCB@TiBC核壳结构的TiCB-Al晶种合金也在本公开的保护范围内。
根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金的制造方法包括：(1)准备0.64wt％-75.00wt％的Al-Al3BC中间合金、0.06wt％-7.77wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝，其中，Al-Al3BC中间合金中的Al3BC为Al-Al3BC中间合金的总重量的3.0wt％-15.0wt％；(2)将工业纯铝和Al-Al3BC中间合金熔化并升温至850℃-1300℃；(3)加入海绵钛，在海绵钛溶解后进行保温，保温时间为5min-60min，以获得熔体；(4)浇注熔体以获得TiCB-Al晶种合金。
在步骤(1)中，Al-Al3BC中间合金可包含Al和Al3BC，其中，Al-Al3BC中间合金中的Al3BC为Al-Al3BC中间合金的总重量的3.0wt％-15.0wt％，余量可以为Al。另外，应理解的是，Al-Al3BC中间合金中还可能包含其它杂质元素。作为示例，Al-Al3BC中间合金可以为山东吕美熔体技术有限公司生产的Al-Al3BC中间合金，但本公开不限于此。
另外，海绵钛中的钛的含量可以为99.5wt％，工业纯铝中的铝的含量可以为99.7wt％，但本公开不限于此。
在步骤(2)中，将工业纯铝和Al-Al3BC中间合金加入到例如熔炼铝中进行熔化并升温至850℃-1300℃，待温度稳定后，在步骤(3)中加入海绵钛，使海绵钛与Al3BC进行反应。为了使海绵钛尽快溶解并促进反应，可施加机械(或电磁)搅拌。在海绵钛溶解后进行保温，保温时间为5min-60min，以使海绵钛和Al3BC充分反应。
在步骤(4)中，将充分反应后的熔体浇注到例如铸铁模具中，得到根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金。
根据本公开的实施例，可选地，在步骤(1)中，Al-Al3BC中间合金的含量可以为2.1wt％-75.00wt％，海绵钛的含量可以为0.2wt％-2.20wt％，在步骤(2)中的升温温度可以为850℃-1100℃并且在步骤(3)中的保温时间可以为5min-40min。可选地，在步骤(1)中，Al-Al3BC中间合金的含量可以为8.93wt％-75.00wt％，海绵钛的含量可以为0.85wt％-3.5wt％，在步骤(2)中的升温温度可以为950℃-1200℃并且在步骤(3)中的保温时间可以为10min-45min。可选地，在步骤(1)中，Al-Al3BC中间合金的含量可以为36.77wt％-75.00wt％，海绵钛的含量可以为3.5wt％-7.77wt％，在步骤(2)中的升温温度可以为1000℃-1300℃并且在步骤(3)中的保温时间可以为20min-60min。
以下，参照图3和图4描述根据本公开的TiCB-Al晶种合金的制造方法的两个具体示例及制备得到的TiCB-Al晶种合金。
示例1
在示例1中，准备30.0wt％的Al-8.5Al3BC中间合金，1.75wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝。其中，Al-8.5Al3BC中间合金是指Al3BC占Al-8.5Al3BC中间合金的总重量的8.5wt％。在熔炼炉中将工业纯铝和Al-8.5Al3BC中间合金熔化并升温至950℃，待温度稳定后，加入海绵钛，施加机械(或电磁)搅拌保证其逐步溶解并与Al3BC发生反应，保温18min。然后将反应后得到的熔体搅拌均匀后浇注至铸铁模具中，得到TiCB-Al晶种合金。
如图3所示，在通过示例1制备得到的TiCB-Al晶种合金中，TiCB@TiBC晶种(如箭头所示)弥散分布在铝基体上，TiCB@TiBC晶种占TiCB-Al晶种合金的总重量的2.3wt％，TiCB@TiBC晶种的直径介于80nm-700nm之间。
示例2
在示例2中，准备40.0wt％的Al-5Al3BC中间合金，1.37wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝。其中，Al-5Al3BC中间合金是指Al3BC占Al-5Al3BC中间合金的总重量的5wt％。在熔炼炉中将工业纯铝和Al-5Al3BC中间合金熔化并升温至920℃，待温度稳定后，加入海绵钛，施加机械(或电磁)搅拌保证其逐步溶解并与Al3BC发生反应，保温15min。然后将反应后得到的熔体搅拌均匀后浇注至铸铁模具中，得到TiCB-Al晶种合金。
如图4所示，在通过示例2制备得到的TiCB-Al晶种合金中，TiCB@TiBC晶种(如箭头所示)弥散分布在铝基体上，TiCB@TiBC晶种占TiCB-Al晶种合金的总重量的1.81wt％，TiCB@TiBC晶种的直径介于60nm-650nm之间。以下，将参照图5描述根据公开的TiCB-Al晶种合金和传统的Al-5Ti-1B中间合金对A356(含Si铝合金)中的α-Al进行细化的比较结果。
图5中示出的TiCB-Al晶种合金是根据上述示例2制得的，Al-5Ti-1B中的Ti含量占Al-5Ti-1B的总重量的5wt％，Al-5Ti-1B中的B含量占Al-5Ti-1B的总重量的1wt％。
在利用根据本公开的TiCB-Al晶种合金和传统的Al-5Ti-1B中间合金对A356进行细化试验时，首先将A356熔化，在720℃添加0.1wt％的TiCB-Al晶种合金或0.1wt％的Al-5Ti-1B中间合金并保温一定时间(如图5所示)，然后利用KBI环模法(本领域中公知的标准测量法)检测TiCB-Al晶种合金和Al-5Ti-1B中间合金的细化效果。
如图5所示，利用根据本公开的TiCB-Al晶种合金，在保温5min时，α-Al即可呈现出优异的细化效果，保温至60min时细化效果仍无衰退，平均晶粒尺寸均能保持在160μm以下。相反，利用传统的Al-5Ti-1B中间合金，在保温5min时，α-Al的细化效果不理想并且明显比相同保温时间下的TiCB-Al晶种合金的细化效果差；在保温30min时，虽然对α-Al具有一定的细化效果，但仍比相同保温时间下的TiCB-Al晶种合金的细化效果差；在保温60min时，α-Al的细化效果出现衰退。
因此，根据本公开的TiCB-Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Si导致的“中毒”的技术瓶颈，对Al-Si系合金能够实现高效细化且不衰退。
另外，根据本公开的TiCB-Al晶种合金成本低、细化效果好且稳定。此外，由于根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金包含Al基体，能够在较低的温度下加入到铝合金中对α-Al进行细化，因此易于应用到生产现场中。
虽然以上作为示例描述了根据本公开的TiCB-Al晶种合金应用于A356的情况，但应理解的是，根据本公开的TiCB-Al晶种合金也可应用于其它铝合金(例如，背景技术部分提及的7050超高强铝合金和其它Al-Si系合金)中对α-Al进行细化，下面描述的可遗传铝合金也是根据本公开的TiCB-Al晶种合金应用于铝合金中作为α-Al的晶核以对α-Al进行细化的情况。
可遗传铝合金
以下，参照图6A至图8B描述根据本公开的实施例的可遗传铝合金。
根据本公开的实施例的可遗传铝合金包括α-Al和TiCB@TiBC晶种，TiCB@TiBC晶种作为α-Al的晶种且包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中x＜1。
与TiCB-Al晶种合金中的TiCB@TiBC晶种分散在α-Al基体上的存在形式不同，可遗传铝合金中的TiCB@TiBC晶种作为(由于工艺误差，基本作为)α-Al的晶种，而不是分散在α-Al基体上。
由于以上已经对TiCB@TiBC晶种进行了详细描述，因此为了避免冗余，在此将不做详细描述。
根据本公开的实施例，基于100wt％的可遗传铝合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.001wt％-5.120wt％。可选地，基于100wt％的可遗传铝合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.001wt％-2.120wt％。可选地，基于100wt％的可遗传铝合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为0.1wt％-1.0wt％。可选地，基于100wt％的可遗传铝合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为2.0wt％-4.0wt％。可选地，基于100wt％的可遗传铝合金，TiCB@TiBC晶种的含量可以为2.5wt％-5.120wt％。
根据本公开的一个实施例，可遗传铝合金可以为可遗传Al-Zn系合金，基于100wt％的可遗传Al-Zn系合金，Al的含量可以为60.0wt％-98.9wt％，Zn的含量可以为1.0wt％-10.0wt％，Zr的含量可以为0.0wt％-0.8wt％。此外，可遗传Al-Zn系合金还可包含Mg、Cu、Si、Mn、Ni、Fe、Ti和Cr中的至少一种。
根据本公开的实施例，利用TP-1标准法(本领域中公知的标准测量法)测得的可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸在20μm-150μm之间。
根据本公开的实施例，将可遗传Al-Zn系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸小于重熔前的可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸。这是由于TiCB@TiBC晶种无需TiAl3或富钛层的辅助，能够对α-Al直接形核，克服了熔体中Zr元素的毒化作用，因而在重熔浇注后得到的铸件具有更细的α-Al晶粒组织，甚至获得超细晶组织。
根据本公开的实施例，在700℃-820℃将可遗传Al-Zn系合金重熔并保温15min-100min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸在5μm-150μm之间。
根据本公开的另一个实施例，可遗传铝合金为可以为可遗传Al-Si系合金，基于100wt％的可遗传Al-Si系合金，Al的含量可以为60.0wt％-99.5wt％，Si的含量可以为0.4wt％-13.0wt％。此外，可遗传Al-Si系合金还可包含Mg、Cu、Zn、Mn、Ni、Fe、Ti、Cr和Zr中的至少一种。
根据本公开的实施例，利用KBI环模法或TP-1标准法测得的可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸在35μm-250μm之间。
根据本公开的实施例，将可遗传Al-Si系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸小于重熔前的可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸。这是由于TiCB@TiBC晶种无需TiAl3或富钛层的辅助，能够对α-Al直接形核，克服了熔体中Si元素的毒化作用，因而在重熔浇注后得到的铸件具有更细的α-Al晶粒组织，甚至获得超细晶组织。
根据本公开的实施例，在680℃-820℃将可遗传Al-Si系合金重熔并保温15min-180min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸在5μm-200μm之间。
虽然以上作为可遗传铝合金的两个具体示例描述了可遗传Al-Zn系合金和可遗传Al-Si系合金，但本公开不限于此。本公开的可遗传铝合金还可包含其它系列的铝合金。
另外，根据本公开的可遗传铝合金可通过以下方法来制造：将相应比例的纯铝与TiCB-Al晶种合金在保温炉或感应炉中熔化至一定温度(例如，700℃-850℃)，然后添加相应可遗传铝合金所含元素对应的原料，待完全溶解后，浇注得到根据本公开的可遗传铝合金。
根据本公开，利用TiCB-Al晶种合金制备出超细晶的可遗传铝合金(例如，可遗传Al-Zn系合金和可遗传Al-Si系合金)，应用于工业生产时，只需将该公开的铝合金重熔，无需添加细化剂或实施与晶粒细化相关的熔体处理技术(例如，无需将根据本公开的TiCB-Al晶种合金应用到铝合金中进行细化处理)，浇注得到的铸件即可得到超细晶组织，因此可简便、高效地应用于工业生产中。
以下，描述根据本公开的可遗传铝合金的三个具体示例。
示例3
图6A示出了根据示例3的可遗传Al-Zn系合金的微观晶粒组织，图6B是图6A中的可遗传Al-Zn系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织。
根据示例3的可遗传Al-Zn系合金按照重量百分比包括6.0wt％的Zn、0.15wt％的Zr、2.3wt％的Mg、2.2wt％的Cu、0.12wt％的Si、0.15wt％的Fe、0.1wt％的Mn、0.06wt％的Ti、0.04wt％的Cr以及0.8wt％的TiCB@TiBC晶种，余量为Al。利用TP-1标准法测得的铸态合金中的α-Al的平均晶粒尺寸为39μm，如图6A所示。
在750℃将图6A中的可遗传Al-Zn系合金重熔并保温60min后，浇注得到的合金铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸为25μm，具有更细的晶粒组织，获得超细晶组织，如图6B所示。
另外，示例3中的可遗传Al-Zn系合金包含Zr，即使在这种情况下，可遗传Al-Zn系合金在重熔并保温60min(较长的保温时间)后，仍可获得平均晶粒尺寸为25μm的超细晶组织。因此，通过示例3可证实，根据本公开的TiCB-Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Zr导致的“中毒”的技术瓶颈，对含Zr铝合金能够实现高效细化且不衰退(保温60min仍可具有超细晶组织)。
示例4
图7A是根据本公开的示例4的可遗传Al-Si系合金的宏观晶粒组织，图7B是图7A中的A部分的微观晶粒组织，图7C是图7A中的可遗传Al-Si系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织。
根据示例4的可遗传Al-Si系合金按照重量百分比包括6.5wt％的Si、0.4wt％的Mg以及0.01wt％的TiCB@TiBC晶种，余量为铝。利用KBI环模法测得的铸态合金的α-Al的平均晶粒尺寸为123μm，如图7B所示。
在700℃将图7A中的可遗传Al-Si系合金重熔并保温120min后，浇注得到的合金铸件的α-Al的平均晶粒尺寸为84μm，具有更细的晶粒组织，获得超细晶组织，如图7C所示。
示例5
图8A是根据本公开的示例5的可遗传Al-Si系合金的微观晶粒组织，图8B是图8A中的可遗传Al-Si系合金在重熔浇注后得到的铸件的微观晶粒组织。
根据示例5的可遗传Al-Si系合金按照重量百分比包括0.8wt％的Si、1.0wt％的Mg、0.25wt％的Cu、0.6wt％的Fe、0.25wt％的Zn、0.15wt％的Mn、0.15wt％的Ti、0.2wt％的Cr以及0.008wt％的TiCB@TiBC晶种，余量为Al。利用TP-1标准法测得的铸态合金中的α-Al的平均晶粒尺寸为79μm，如图8A所示。
在715℃将图8A中的可遗传Al-Si系合金重熔并保温100min后，浇注得到的合金铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸为62μm，具有更细的晶粒组织，获得超细晶组织，如图8B所示。
根据示例4和示例5的可遗传Al-Si系合金，即使在重熔并保温120min(示例4)或100min(示例5)后，仍可获得平均晶粒尺寸为84μm(示例4)或62μm(示例5)的超细晶组织。因此，通过示例4和示例5可证实，根据本公开的TiCB-Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Si导致的“中毒”的技术瓶颈，对含Si铝合金能够实现高效细化且不衰退(保温较长的120min或100min仍可具有超细晶组织)。
根据以上描述的本公开的实施例，能够取得不限于以下描述的技术效果。
根据本公开，TiCB-Al晶种合金能够克服现有铝合金细化剂易发生Zr、Si导致的“中毒”的技术瓶颈，对含Zr或含Si铝合金能够实现高效细化且不衰退，并且细化后的铝合金在重熔后，其细晶组织可遗传。
根据本公开，TiCB-Al晶种合金成本低、细化效果好且稳定。此外，由于根据本公开的实施例的TiCB-Al晶种合金包含Al基体，能够在较低的温度下加入到铝合金中对α-Al进行细化，因此易于应用到生产现场中。
根据本公开，利用TiCB-Al晶种合金制备出超细晶的可遗传铝合金(例如，可遗传Al-Zn系合金和可遗传Al-Si系合金)，应用于工业生产时，只需将该公开的铝合金重熔，无需添加细化剂或实施与晶粒细化相关的熔体处理技术，浇注得到的铸件即可得到超细晶组织，因此可简便、高效地应用于工业生产中。
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。

Claims (14)

1.一种TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的TiCB@TiBC晶种，所述TiCB@TiBC晶种包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，所述B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，所述TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
2.根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述核部中的C含量高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量低于所述壳部中的B含量。
3.根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述B掺杂型TiCB由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。
4.根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，基于100wt％的所述TiCB-Al晶种合金，所述TiCB@TiBC晶种的含量为0.08wt％-10.24wt％。
5.根据权利要求4所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，基于100wt％的所述TiCB-Al晶种合金，Ti的含量为0.06wt％-7.77wt％，C的含量为0.01wt％-1.30wt％，B的含量为0.01wt％-1.17wt％。
6.根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述TiCB@TiBC晶种的形貌与六角板片状的TiB2晶体和八面体状或十四面体状的TiCx晶体的形貌不同。
7.根据权利要求6所述的TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述TiCB@TiBC晶种大体呈球形，所述TiCB@TiBC晶种的直径在50nm-800nm之间。
8.一种TiCB-Al晶种合金，其特征在于，所述TiCB-Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的多个粒子，所述多个粒子中的每个包括核部和包覆所述核部的至少一部分的壳部，所述核部中的C含量高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量低于所述壳部中的B含量。
9.一种TiCB-Al晶种合金的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括：
(1)准备0.64wt％-75.00wt％的Al-Al3BC中间合金、0.06wt％-7.77wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝，其中，Al-Al3BC中间合金中的Al3BC为Al-Al3BC中间合金的总重量的3.0wt％-15.0wt％；
(2)将工业纯铝和Al-Al3BC中间合金熔化并升温至850℃-1300℃；
(3)加入海绵钛，在所述海绵钛溶解后进行保温，保温时间为5min-60min，以获得熔体；
(4)浇注熔体以获得根据权利要求1所述的TiCB-Al晶种合金。
10.一种可遗传铝合金，其特征在于，所述可遗传铝合金包括α-Al和TiCB@TiBC晶种，所述TiCB@TiBC晶种作为α-Al的晶种且包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
11.根据权利要求10所述的可遗传铝合金，其特征在于，基于100wt％的可遗传铝合金，所述TiCB@TiBC晶种的含量为0.001wt％-5.120wt％，
所述可遗传铝合金为可遗传Al-Zn系合金，基于100wt％的可遗传Al-Zn系合金，Al的含量为60.0wt％-98.9wt％，Zn的含量为1.0wt％-10.0wt％，Zr的含量为0.0wt％-0.8wt％，或者
所述可遗传铝合金为可遗传Al-Si系合金，基于100wt％的可遗传Al-Si系合金，Al的含量为60.0wt％-99.5wt％，Si的含量为0.4wt％-13.0wt％。
12.根据权利要求11所述的可遗传铝合金，其特征在于，利用TP-1标准法测得的所述可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸在20μm-150μm之间，
利用KBI环模法或TP-1标准法测得的所述可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸在35μm-250μm之间。
13.根据权利要求12所述的可遗传铝合金，其特征在于，将所述可遗传Al-Zn系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸小于重熔前的可遗传Al-Zn系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸，
将所述可遗传Al-Si系合金重熔浇注后得到的铸件中的α-Al的平均晶粒尺寸小于重熔前的可遗传Al-Si系合金中的α-Al的平均晶粒尺寸。
14.根据权利要求13所述的可遗传铝合金，其特征在于，在700℃-820℃将所述可遗传Al-Zn系合金重熔并保温15min-100min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸在5μm-150μm之间，
在680℃-820℃将所述可遗传Al-Si系合金重熔并保温15min-180min后浇注得到的铸件中，α-Al的平均晶粒尺寸在5μm-200μm之间。
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