本發(fā)明屬于冶金領(lǐng)域，具體涉及一種含釤和/或釓的耐熱鑄造鋁合金及其制備方法。

背景技術(shù)：
當(dāng)前輕量化逐漸成為現(xiàn)代汽車的發(fā)展方向，鋁合金作為應(yīng)用最多的輕合金在汽車工業(yè)中將得到更廣泛的應(yīng)用。目前汽車動力系統(tǒng)的鋁合金部件基本上都是鑄件?，F(xiàn)有鑄造鋁合金中，以A319、A356等合金的應(yīng)用最為廣泛，這些鋁合金具有優(yōu)良的鑄造性能，尤其在225℃以下具有優(yōu)良的力學(xué)性能。隨著對汽車燃油經(jīng)濟性要求的提高，高功率密度汽車發(fā)動機必將成為未來汽車發(fā)動機的主流，但是該類發(fā)動機要在高于250℃的溫度工作，但溫度超過250℃時，存在的問題是合金的蠕變性能急劇下降，從而無法滿足動力需求。目前正在研究和開發(fā)的汽車用耐熱鋁合金主要有Al-Si和Al-Cu等合金系。A.R.Farkoosh等人于2013年在“MaterialsScience&EngineeringA”期刊上發(fā)表的“TheeffectsofmanganeseontheT-phaseandcreepresistanceinAl-Si-Cu-Mg-Nialloys”一文中通過向Al7Si0.5Cu0.3Mg(0.3-1)Ni合金中添加重量百分比為0.3％的錳，提高了T-Al9FeNi相的塑性和熱穩(wěn)定性，使合金在300℃，20MPa條件下，經(jīng)300小時蠕變量降低至0.2％。但是，由于合金中的T-Al9FeNi相較多，而該相在高溫應(yīng)力作用下容易斷裂，因此嚴(yán)重影響了合金的耐熱性能。

技術(shù)實現(xiàn)要素：
有鑒于此，本發(fā)明的目的之一在于提供一種含釤和/或釓的耐熱鑄造鋁合金，通過添加釤和/或釓增強了鋁合金的屈服強度，對合金起到固溶強化作用，有效提高了合金的高溫性能；本發(fā)明還提供了上述合金的制備方法。本發(fā)明的技術(shù)方案如下：含釤和/或釓的耐熱鑄造鋁合金，各組分按重量百分比為：Si5.0～8.0％，Mg0.20～0.50％，Gd和/或Sm0.1～1.0％，Mn0.10～0.50％，Cu0.01～2％，Ti0.01～0.2％，雜質(zhì)元素≤0.15％，余量為Al。優(yōu)選的，各組分按重量百分比為：Si6.2％，Mg0.34％，Gd0.7％，Sm0.7％，Mn0.33％，Cu1.5％，Ti0.12％，雜質(zhì)元素≤0.15％，余量為Al。優(yōu)選的，各組分按重量百分比為：Si7％，Mg0.31％，Gd0.5％，Mn0.1％，Cu0.1％，Ti0.18％，雜質(zhì)元素≤0.15％，余量為Al。優(yōu)選的，各組分按重量百分比為：Si5.2％，Mg0.45％，Gd0.9％，Mn0.2％，Cu1.9％，Ti0.1％，雜質(zhì)元素≤0.15％，余量為Al。優(yōu)選的，各組分按重量百分比為：Si5.8％，Mg0.4％，Sm0.9％，Mn0.21％，Cu0.02％，Ti0.16％，雜質(zhì)元素≤0.15％，余量為Al。優(yōu)選的，所述雜質(zhì)元素中每種元素重量百分比≤0.05％。優(yōu)選的，雜質(zhì)元素包括Fe元素。本發(fā)明還提供上述含釤和/或釓的耐熱鑄造鋁合金的制備方法，其特征在于，具體步驟為：將工業(yè)純鋁加熱至700～715℃，再加入Al-Si中間合金和Al-Mn中間合金，然后繼續(xù)加熱至750℃后加入Al-Gd和/或Al-Sm中間合金，以及Al-Cu中間合金和Al-Ti中間合金，然后保溫并攪拌，待合金完全溶解后混勻并精煉30分鐘，最后降溫至680-700℃后澆鑄即得。本發(fā)明的有益效果在于：Gd或Sm元素的加入可細(xì)化晶粒，提高合金的屈服強度，同時在合金的晶界附近生成穩(wěn)定的粒狀A(yù)l2Gd或Al2Sm相，起到析出強化的作用，提高了合金的室溫拉伸性能和高溫抗蠕變性能。另外，加入Si可以提高合金的鑄造性能，Si與Fe結(jié)合還可提高合金的拉伸性能；Cu的添加能夠提高合金的室溫拉伸性能和高溫抗蠕變性能；Ti的添加則能夠細(xì)化晶粒，提高合金的室溫拉伸性能。本發(fā)明通過以上金屬有機組合，制備的合金晶?？尚∮?0μm，顯著改善了共晶Si的形貌和尺寸。由于制備的合金鑄造性能好，并能在250～275℃，50MPa條件下穩(wěn)定工作，使該合金在汽車工業(yè)中的廣泛應(yīng)用成為可能。附圖說明為了使本發(fā)明的目的、技術(shù)方案和有益效果更加清楚，本發(fā)明提供如下附圖：圖1合金鑄造采用的金屬模具示意圖；圖2實施例1所述合金的金相圖；圖3實施例2所述合金的金相圖；圖4實施例3所述合金的金相圖；圖5實施例4所述合金的金相圖。具體實施方式下面將結(jié)合附圖，對本發(fā)明的優(yōu)選實施例進行詳細(xì)的描述。實施例中未注明具體條件的實驗方法，通常按照常規(guī)條件或按照制造廠商所建議的條件。合金制備方法如下：將工業(yè)純鋁加熱至700～715℃后加入Al-Si中間合金和Al-Mn中間合金，然后繼續(xù)加熱至750℃后，加入Al-Gd和/或Al-Sm中間合金，以及Al-Cu中間合金和Al-Ti中間合金，然后保溫并攪拌，待合金完全溶解后混勻并精煉30分鐘，最后降溫至680-700℃后澆鑄即得。各實施例和A356合金成分如下表所示，成分含量用重量百分比表示。SiCuGdSmMgTiMn雜質(zhì)元素Al實施例17％0.1％0.5％00.31％0.18％0.1％≤0.15％余量實施例25.2％1.9％0.9％00.45％0.1％0.2％≤0.15％，F(xiàn)e為0.01％余量實施例35.8％0.02％00.9％0.4％0.16％0.21％≤0.15％，F(xiàn)e為0.01％余量實施例46.2％1.5％0.7％0.7％0.34％0.12％0.33％≤0.15％，F(xiàn)e為0.012％余量A3567％0.01％000.35％0.01％0.1％≤0.15％，F(xiàn)e為0.01％余量A356合金的室溫抗拉強度為273MPa，屈服強度為241MPa，延伸率為2.5％；在250℃，屈服強度184MPa，延伸率3.9％；在250℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.24％。實施例1所述合金的金相圖如圖2所示，該合金室溫抗拉強度為307MPa，屈服強度為258MPa，延伸率為2.1％；在250℃，屈服強度204MPa，延伸率3.9％；在250℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.06％；在275℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.09％，晶界上形成高熔點的第二相Al2Gd可以阻礙蠕變過程中的晶界滑動，提高了抗蠕變性能。實施例2所述合金的金相圖如圖3所示，該合金室溫抗拉強度為296MPa，屈服強度為245MPa，延伸率為1.8％；在250℃，屈服強度194MPa、延伸率3.6％；在250℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.04％，在275℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.07％。晶界上形成高熔點的第二相Al2Gd可以阻礙蠕變過程中的晶界滑動，提高了抗蠕變性能。實施例3所述合金的金相圖如圖4所示，該合金室溫抗拉強度為301MPa，屈服強度為260MPa，延伸率為1.5％；在250℃，屈服強度213MPa，延伸率2.9％；在250℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.05％；在275℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.09％。晶界上形成高熔點的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻礙蠕變過程中的晶界滑動，提高了抗蠕變性能。實施例4所述合金的金相圖如圖5所示，該合金的室溫抗拉強度為307MPa，屈服強度為258MPa，延伸率為6.5％；在250℃，屈服強度204MPa，延伸率8.9％；在250℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.06％；在275℃，50MPa條件下，100小時的蠕變量是0.09％。晶界上形成高熔點的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻礙蠕變過程中的晶界滑動，提高了抗蠕變性能。本發(fā)明所制備合金的高溫(250℃)拉伸性能和抗蠕變性能較A356均有顯著提高。這是因為晶界上形成高熔點的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻礙蠕變過程中的晶界滑動，使合金抗蠕變性能得到顯著提升。最后說明的是，以上優(yōu)選實施例僅用以說明本發(fā)明的技術(shù)方案而非限制，盡管通過上述優(yōu)選實施例已經(jīng)對本發(fā)明進行了詳細(xì)的描述，但本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)當(dāng)理解，可以在形式上和細(xì)節(jié)上對其作出各種各樣的改變，而不偏離本發(fā)明權(quán)利要求書所限定的范圍。