一種高強(qiáng)度鑄造Ti-Si-Al-B-Zr基合金的制作方法
【專利摘要】一種含有金屬間化合物增強(qiáng)相的高強(qiáng)度鑄造Ti-Si-Al-B-Zr合金，合金中重量百分比:Si2.5-7.2%，Al3-8.5%,B0.01-1.5%,Zr0.01-3%，Ti余量。金屬間化合物增強(qiáng)相包括硅化鈦和硼化鈦，增強(qiáng)相中至少一種是Ti5Si3或者Ti3Si,硅化鈦和硼化鈦增強(qiáng)相通過液態(tài)反應(yīng)或固態(tài)反應(yīng)在α鈦合金基體中。通過Ti、Si、Al、B和Zr各種元素的相互配合，該合金不僅具有優(yōu)良的強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性，還具有高的耐磨性、抗斷裂性和抗氧化性，此外，該合金結(jié)合了陶瓷材料的特性。本發(fā)明合金的室溫抗拉強(qiáng)度在700MPa—1200MPa，壓縮強(qiáng)度在1500MPa—1980MPa，壓縮延伸率可達(dá)13%以上。該合金適用于高溫高負(fù)荷支承用途，如高壓縮發(fā)電機(jī)的活塞、氣缸部件，各種要求耐磨耐腐蝕的泵、閥門和葉輪，航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)部位，艦船動(dòng)力推進(jìn)系統(tǒng)中的螺旋槳和噴水推進(jìn)器等。
【專利說明】—種高強(qiáng)度鑄造T1-S1-A卜B-Zr基合金
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種鑄造T1-Si基合金，更具體地是涉及一種含有T1、S1、Al、B和Zr元素，由液態(tài)反應(yīng)形成的硅化鈦或硼化鈦增強(qiáng)的高強(qiáng)度鑄造T1-Si合金。
【背景技術(shù)】
[0002]鑄造鈦合金是指用于澆鑄成一定形狀鑄件的鈦合金。目前以廣泛應(yīng)用于航空航天、艦船、化工、汽車、體育和醫(yī)療器械等領(lǐng)域。在鑄造鈦合金發(fā)展初期，國(guó)際上主要是選擇一些變形鈦合金進(jìn)行澆注實(shí)驗(yàn)，結(jié)果表明，大部分變形鈦合金都有較為滿意的鑄造工藝性能。隨著鑄造鈦合金應(yīng)用范圍不斷擴(kuò)大，鑄件的形狀越來(lái)越復(fù)雜，壁厚越來(lái)越薄，傳統(tǒng)的鑄造鈦合金也越來(lái)越暴露出其鑄造性能上的弱點(diǎn)，如熔點(diǎn)高、化學(xué)性質(zhì)活潑、凝固區(qū)間寬和澆鑄時(shí)過熱度低等缺點(diǎn)。
[0003]Flower等人研究了馬氏體T1-Si 二元合金和含錯(cuò)和招的更復(fù)雜合金中的娃化物沉淀(Metallurgical Transactions, 1971，Vol.2，N0.12，P3289-3297)。在含鋯和鋁的鈦復(fù)合材料中，研究的最大硅含量為1.0%。最近，廣西大學(xué)湛永鐘等研制出了一種在室溫下具有高強(qiáng)度和在高溫下抗氧化的鈦硅合金，其原料組分及含量按重量百分比為:Ti78.87-88.3，Si7.33-8.2，Al和/或Nb2.8-12.3%。該合金的室溫抗壓強(qiáng)度可達(dá)1498_1828MPa，在800-1000°C高溫下合金的氧化增重少，合金表面形成的氧化膜致密可對(duì)合金起到很好的保護(hù)作用。但是，Nb的密度為8.66g/m3，大量Nb的加入，一方面提高了合金的密度，增加合金熔煉的難度，另一方面，也提高了合金的成本。
[0004]許艷飛等研究了添加不同含量的Ce和Zr元素對(duì)Ti_ll%at合金的微觀組織的影響，以及在T1-Si共晶合金中加入16at%Al對(duì)合金顯微組織、力學(xué)性能和高溫摩擦磨損性能的影響。史小波等研究Al對(duì)Si含量低于7.7%的T1-Si共晶合金高溫抗氧化性的影響，他們還研究了含0-25wt%Nb高溫抗氧化性，結(jié)果表明，適量合金化元素的加入改變了 T1-Si共晶合金高溫抗氧化性，提高了合金的抗高溫氧化溫度，延長(zhǎng)了合金抗高溫氧化時(shí)間，總體上改善了合金的高溫抗氧化性能。吳鶴等試驗(yàn)測(cè)試了亞共晶T1-7%Si合金和共晶T1-8.5%Si合金的室溫和高溫拉伸性能。發(fā)現(xiàn)隨著Si含量的增加，硬脆相Ti5Si3體積分?jǐn)?shù)增多，合金塑性下降。不同類型的T1-Si系合金，斷裂機(jī)制不盡相同。亞共晶合金的斷裂為準(zhǔn)解理斷裂；過共晶合金的斷裂是解理脆性斷裂；共晶合金的斷裂形式介于二者之間，為類解理脆性斷裂。亞共晶T-7%Si合金和共晶合金在高溫500°C下，有一定的強(qiáng)度和塑性，具有工程應(yīng)用價(jià)值。
[0005]綜上所述，現(xiàn)有T1-Si合金大多注重于T1-Si共晶成分的研究和開發(fā)。但是由于硬脆相Ti5Si3體積分?jǐn)?shù)較多，所以合金的脆性大，難以滿足工程材料的需求。而當(dāng)Si含量降低后，合金的強(qiáng)度將會(huì)降低，當(dāng)應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)中需要耐磨的部件上，現(xiàn)有過低的Si含量也會(huì)導(dǎo)致合金的耐磨性不足。因此如何通過成分調(diào)制發(fā)展出同時(shí)具有高強(qiáng)度和良好塑性的T1-Si合金是一個(gè)非常重要的科學(xué)問題。
【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明的一個(gè)目的是提供一種含有鈦基固溶體和硅化鈦和硼化鈦金屬間化合物增強(qiáng)相的T1-S1-Al基合金，該合金具有足夠高的強(qiáng)韌性。通過添加密度比Ti更低的Si和Al元素,獲得低密度T1-S1-Al基合金,從而使合金獲得高比強(qiáng)度。 [0007]一種高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr基合金中含有金屬間化合物增強(qiáng)相，包括硅化鈦和硼化鈦，這些增強(qiáng)相中至少一種是Ti5Si3或者Ti3Si,這些增強(qiáng)相通過液態(tài)反應(yīng)或固態(tài)反應(yīng)在α鈦合金基體中J1-S1-Al-B-Zr基合金重量百分比為 Si3.5-7.2%, A13-8.5%, B0.01-1.5%, Zr0.01-3%, Ti 余量。
[0008]上述T1-S1-Al-B-Zr基合金優(yōu)選重量百分比為:Si4.5-7.2%，A13.5-7.5%, B0.01-0.2%, Zr0.5-2.5%, Ti 余量。
[0009]Al是Ti合金中廣泛采用的α相穩(wěn)定元素，Ti中加入Al，可降低熔點(diǎn)，通過β相轉(zhuǎn)變溫度，起到固溶強(qiáng)化作用，從而提高了屈服強(qiáng)度。在硅含量較高的合金中加入Al，可以在基體中通過時(shí)效反應(yīng)產(chǎn)生細(xì)小和穩(wěn)定的彌散顆粒。研究表明，Ti5Si3中Si可由Al來(lái)替代。Ti5Si3型硅化物中Al的存在，增加了硅化物的晶格常數(shù)。Al的添加使共晶硅化物變粗糙，減慢了其他硅化物的析出。因此本發(fā)明首先考慮通過添加Al來(lái)提高合金的強(qiáng)度。但是，在T1-Si合金加入Al，需保持合理含量，過高或過低均不利于合金力學(xué)性能的提高。
[0010]為了進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度，本發(fā)明選擇添加Zr元素。Zr與α-Ti具有相同晶格類型，與α-Ti無(wú)限互溶，所以Zr元素能以置換方式大量溶入α-Ti中，產(chǎn)生晶格畸變，Zr是對(duì)β-Ti οα ?轉(zhuǎn)變影響不明顯的元素，這種元素在提高α-Ti強(qiáng)度的同時(shí)，也提高合金的熱強(qiáng)性，它們?cè)诓淮蠓冉档退苄缘那疤嵯拢€有利于壓力加工和焊接。對(duì)亞共晶鈦硅合金進(jìn)行Zr元素?fù)诫s，使得Zr元素起到了 “強(qiáng)化劑”的作用，通過固溶強(qiáng)化作用于鈦合金基體，目前為止還沒有Zr元素對(duì)亞共晶鈦硅合金影響的報(bào)道。
[0011]為了保證合金具有較高的強(qiáng)度，Si含量需要達(dá)到一定數(shù)值，也就是說合金必然要形成一定量的金屬間化合物，導(dǎo)致合金的塑性降低，因此需要通過加入細(xì)化劑來(lái)細(xì)化硅化物相和α-Ti枝晶，研究發(fā)現(xiàn)，微量添加B可以大大改善T1-Si合金的壓縮強(qiáng)度和塑性。在T1-Si共晶合金中，當(dāng)加入0.21at%B時(shí)，合金的壓縮強(qiáng)度和塑性比T1-Si 二元共晶提高26%和480%。研究還發(fā)現(xiàn),B還能顯著影響亞共晶T1-5wt%Si合金冷卻過程中初生枝晶的生長(zhǎng)，從而改變微觀組織中的枝晶形貌。對(duì)亞共晶鈦硅合金而言，微量B的加入就會(huì)產(chǎn)生很大的影響，此前沒有任何對(duì)于B在亞共晶鈦硅合金中影響的報(bào)道。由于B元素的密度低，B元素的微量(wt%)摻雜，在原子比例(at%)上都會(huì)體現(xiàn)較大影響。因此本發(fā)明另一的目的是通過添加適量的B元素，細(xì)化α -Ti枝晶、Ti5Si3或者Ti3Si金屬間化合物，獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。
[0012]由于Si的加入，合金中形成了高硬度硅化物相，這些硅化物相分布于高韌性Ti基體中，從而起到了提高合金耐磨性的作用。因此本發(fā)明進(jìn)一步的目的是通過合理添加Si，在鈦基固熔體形成硅化鈦和硼化鈦金屬間化合物增強(qiáng)相，使T1-S1-Al基合金具有良好的耐磨性。與此同時(shí)，在T1-S1-Al基合金中形成的Ti5Si3或者Ti3Si金屬間化合物，使合金具有具有低膨脹系數(shù)、低導(dǎo)熱性和良好的體積穩(wěn)定性。
[0013]綜上所述，本發(fā)明設(shè)計(jì)了一種新的高強(qiáng)度鑄造鈦硅基合金。在該合金中，通過T1、S1、Al、B和Zr各種元素的相互配合，使該T1-S1-Al基合金不僅具有優(yōu)良的強(qiáng)度、耐磨性和熱穩(wěn)定性，還具有高的耐磨性、抗斷裂性和抗氧化性，此外，該合金結(jié)合了陶瓷材料的特性，如低密度和低導(dǎo)熱性。這些特殊性能使該鑄造T1-S1-Al基合金非常適用于高溫高負(fù)荷支承用途，例如用于高壓縮發(fā)電機(jī)的活塞、氣缸部件，各種要求耐磨耐腐蝕的泵、閥門和葉輪，航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)部位，艦船動(dòng)力推進(jìn)系統(tǒng)中的螺旋槳和噴水推進(jìn)器等。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0014]圖1按照方法I制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr合金掃描電鏡圖。
[0015]圖2 按照方法 I 制備的 T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr 合金 XRD 圖。
[0016]圖3按照方法I制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫拉伸曲線。
[0017]圖4按照方法I制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr合金的拉伸斷口掃描電鏡形貌。
[0018]圖5按照方法I制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫壓縮曲線。
[0019]圖6按照方法I制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫伸斷口掃描電
鏡形貌。
[0020]圖7按照方法I制備的T1-6.3S1-4.9A1-0.01B-0.02Zr合金掃描電鏡圖。
[0021]圖8 按照方法 I 制備的 T1-6.3S1-4.9A1-0.01B-0.02Zr 合金 XRD 圖。
[0022]圖9按照方法I制備的T1-6.3S1-4.9A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫拉伸曲線。
`[0023]圖10按照方法I制備的T1-6.3S1-4.9A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫壓縮曲線。
[0024]圖11按照方法I制備的T1-6.4S1-6.2A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫拉伸曲線。
[0025]圖12按照方法I制備的T1-6.4S1-6.2A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫壓縮曲線。
[0026]圖13按照方法I制備的T1-6.4S1-7.5A1-0.01B-0.02Zr合金的室溫拉伸曲線。
[0027]圖14按照方法2制備的T1-6.3Si_3.6A1-0.04B-0.02Zr合金的室溫拉伸曲線。
[0028]圖15按照方法2制備的T1-6.3Si_3.6A1-0.04B-0.02Zr合金的室溫壓縮曲線。
[0029]圖16按照方法2制備的T1-6.3Si_3.6A1-0.01B_2Zr合金的室溫拉伸曲線。
[0030]圖17按照方法2制備的T1-6.3S1-3.6A1-0.01B_2Zr合金的室溫壓縮曲線。
【具體實(shí)施方式】
[0031]實(shí)施過程
[0032]根據(jù)上述設(shè)計(jì)思路，本發(fā)明選擇多種T1-S1-Al-RE-BT1-Si成分，制備了合金樣品，并進(jìn)行了性能測(cè)試。本發(fā)明的實(shí)施方法如下:
[0033]鑄造方法1:制備母合金所采用的金屬原料均為純度大于99.9%的純金屬單質(zhì)元素，根據(jù)合金的化學(xué)組成配料，將所配原料用非自耗水冷銅坩堝電弧爐在氬氣氛下，用非自耗鎢極熔煉，采用水冷銅模負(fù)壓進(jìn)行吸鑄，制得直徑為IOmm的合金棒鑄錠。用鑄錠制備金相、物理和化學(xué)研究，以及力學(xué)試驗(yàn)所用的試樣。
[0034]鑄造方法2，按重量百分比進(jìn)行配制各元素，然后在懸浮熔煉爐中熔煉，坩堝為水冷銅坩堝，熔煉真空度為0.01 -1Pa，懸浮爐的頻率為8000Hz，熔煉電流為100-500A，電壓為100-380V。帶合金熔化后，澆入直徑45mm，長(zhǎng)300mm的鋼制模具中。
[0035]實(shí)施例1
[0036]選擇T1-6.3S1-3.6A1-0.01B-0.02Zr (簡(jiǎn)稱TS11)，按照鑄造方法I制備了合金試樣，進(jìn)行了分析測(cè)試。圖1為按照方法I制備的TSll合金掃描電鏡照片?？梢?，組織由黑色基體與白色魚骨狀相組成。魚骨狀相又有顆粒狀和短棒狀，顆粒尺寸小于5 μ m,短棒狀相粗小于3 μ m，長(zhǎng)度小于10 μ m。圖2為TSll的XRD曲線。說明組織由α-Ti和Ti5Si3相構(gòu)成。根據(jù)該合金的凝固特點(diǎn)，可以認(rèn)為，圖1中黑色基體為α-Ti相，而白色魚骨狀相則為Ti5Si3相。Ti5Si3相是在通過共晶反應(yīng)從液相中形成，由于共晶反應(yīng)時(shí)在Ti枝晶析出之后，所以共晶組織分布于α -Ti相枝晶間。Ti5Si3相比α -Ti相具有更高的硬度，所以Ti5Si3相在本合金中起到增強(qiáng)相的作用。
[0037]圖3按照方法I制備的TSll合金的室溫拉伸曲線。圖4為該合金的拉伸斷口掃描電鏡形貌?？梢?，材料的抗拉強(qiáng)度可以高達(dá)1165MPa，目前工業(yè)廣泛應(yīng)用的TC4，ZTA15等成分的Ti合金均很難達(dá)到IlOOMPa以上的室溫拉伸強(qiáng)度。從圖4看出，材料整體呈現(xiàn)脆性，但已存在少量韌窩，沒有大面積解理面的出現(xiàn)，說明合金具有一定塑性。
[0038]圖5按照方法I 制備的TSll合金的室溫壓縮曲線，從圖5可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1828MPa，塑性應(yīng)變約為7.35%。其性能優(yōu)于目前工業(yè)廣泛應(yīng)用的TC4和ZTA15等成分的Ti合金。圖6為TSll合金的壓縮斷口掃描電鏡形貌。從圖中看出，斷口呈現(xiàn)韌性和脆性混合的方式斷裂。一方面斷口上有一部分出現(xiàn)解理斷裂面，另一部分出現(xiàn)斷裂臺(tái)階，在整個(gè)斷裂，還能觀察到脈絡(luò)狀花樣和少量韌窩，說明合金也呈現(xiàn)出一定的韌性。
[0039]實(shí)施例2
[0040]在本發(fā)明一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案中，其中一種是具有共晶形成鈦合金增強(qiáng)相的T1-S1-Al-B基合金，試驗(yàn)合金的化學(xué)成分為T1-6.3S1-4.9A1-0.01B-0.02Zr (簡(jiǎn)稱TS12)，將原料按照該配比加入3Kg真空熔煉爐中，按照方法I熔煉合金并澆鑄成鑄錠。
[0041]圖7為按照方法I制備的TS12合金掃描電鏡照片?？梢?，組織由黑色基體與白色魚骨狀相組成。魚骨狀相又有顆粒狀和短棒狀，顆粒尺寸小于5 μ m，短棒狀相粗小于3 μ m，長(zhǎng)度小于ΙΟμπι。但是與TSll相比，白色魚骨狀相更為粗大一些。圖8為TS12的XRD曲線。說明組織由α-Ti和Ti5Si3相構(gòu)成。結(jié)合圖7和圖8，說明圖7中黑色基體為α-Ti相，而白色魚骨狀相則為Ti5Si3相。
[0042]圖9按照方法I制備的TS12合金的室溫拉伸曲線，從圖中可見，該合金的拉伸強(qiáng)度達(dá)980MPa，有少量塑性變形。圖10按照方法I制備的TS12合金的室溫壓縮曲線，可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1774MPa，塑性應(yīng)變約為10.2%。綜合其拉伸和壓縮性能看，該力學(xué)性能優(yōu)于目前工業(yè)廣泛應(yīng)用的TC4和ZTA15等成分的Ti合金。
[0043]實(shí)施例3
[0044]在本發(fā)明一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案中，其中一種是具有共晶形成鈦合金增強(qiáng)相的T1-S1-Al-B基合金，試驗(yàn)合金的化學(xué)成分為T1-6.4S1-6.2A1-0.01B-0.02Zr (簡(jiǎn)稱TS13)，將原料按照該配比加入到真空熔煉爐中，按照方法I熔煉合金并澆鑄成鑄錠。圖11按照方法I制備的TS12合金的室溫拉伸曲線，從圖中可見，該合金的拉伸強(qiáng)度達(dá)980MPa，有少量塑性變形。圖12按照方法I制備的TS12合金的室溫壓縮曲線，可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1784MPa，塑性應(yīng)變約為10.2%。
[0045]實(shí)施例4
[0046]在本發(fā)明一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案中，其中一種是具有共晶形成鈦合金增強(qiáng)相的T1-S1-Al-B基合金，試驗(yàn)合金的化學(xué)成分為T1-6.4S1-7.5A1-0.01B-0.02Zr (簡(jiǎn)稱TS14)，將原料按照該配比加入到真空熔煉爐中，按照方法I熔煉合金并澆鑄成鑄錠。圖13按照方法I制備的TS12合金的室溫壓縮曲線，可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1718MPa，塑性應(yīng)變約為5.9%。可見，過高的Al含量，導(dǎo)致了合金的壓縮塑性下降。
[0047]實(shí)施例5
[0048]在本發(fā)明一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案中，其中一種是具有共晶形成鈦合金增強(qiáng)相的T1-S1-Al-B 基合金，試驗(yàn)合金的化學(xué)成分為 T1-6.3S1-3.65A1-0.04B-0.02Zr (簡(jiǎn)稱 TS15)，本實(shí)施例的成分特點(diǎn)是B的添加量增大到0.04%。圖14按照方法I制備的TS15合金的室溫拉伸曲線，該合金的斷裂強(qiáng)度達(dá)到了 940MPa。圖15按照方法I制備的TS15合金的室溫壓縮曲線，可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1960MPa，塑性應(yīng)變約為13.3%。說明B的加入大大提高了合金的力學(xué)性能，特別是改善合金的塑性變形能力，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于專利200910113890.6中公布的T1-Si合金的壓縮強(qiáng)度。
[0049]實(shí)施例6
[0050]在本發(fā)明一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案中，其中一種合金的化學(xué)成分為T1-6.3S1-3.65A1-0.01B_2Zr (簡(jiǎn)稱TS16)，本實(shí)施例的成分特點(diǎn)是Zr的添加量增大到2%。圖16按照方法I制備的TS15合金的室溫拉伸曲線，該合金的斷裂強(qiáng)度達(dá)到了 894MPa。圖17按照方法I制備的TS15合金的室溫壓縮曲線，可以看出，材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1860MPa，塑性應(yīng)變約為12.0%。說明Zr的加入大大提高了合金的力學(xué)性能，特別是改善合金的塑性變形能力，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于專利200910113890.6中公布的T1-Si合金的壓縮強(qiáng)度。
【權(quán)利要求】
1.一種高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr基合金中含有金屬間化合物增強(qiáng)相，包括硅化鈦和硼化鈦，這些增強(qiáng)相中至少一種是Ti5Si3或者Ti3Si,這些增強(qiáng)相通過液態(tài)反應(yīng)或固態(tài)反應(yīng)在α鈦合金基體中；T1-S1-Al-B-Zr基合金重量百分比為 Si3.5-7.2%, A13-8.5%, B0.01-1.5%, Zr0.01-3%, Ti 余量。
2.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si4.5-7.2%, A13.5-7.5%, B0.01-0.2%, Zr0.5-2.5%,Ti余量。
3.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.3，A13.6，B0.01，Zr0.1，Ti 余量。
4.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.3，A14.9，B0.01，Zr0.1，Ti 余量。
5.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.4，A16.2，B0.01，Zr0.1，Ti 余量。
6.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.4，A17.5，B0.01，Zr0.1，Ti 余量。
7.按照權(quán)利要求1 所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.4，A17.5，B0.04，Zr0.1，Ti 余量。
8.按照權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鑄造T1-S1-Al-B-Zr基合金，其特征在于T1-S1-Al-B-Zr 基合金重量百分比為:Si6.4，A17.5，B0.01，Zr2。
【文檔編號(hào)】C22C14/00GK103555999SQ201310546083
【公開日】2014年2月5日 申請(qǐng)日期:2013年11月6日 優(yōu)先權(quán)日:2013年11月6日
【發(fā)明者】惠希東, 張孟梟, 王樹申, 林德燁, 趙巖峰, 朱建 申請(qǐng)人:北京科技大學(xué)