一种用于高温和腐蚀性应用的新型高压压铸铝合金 |
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| 申请号 | CN201610880619.5 | 申请日 | 2016-10-09 | 公开(公告)号 | CN106591638A | 公开(公告)日 | 2017-04-26 |
| 申请人 | 通用汽车环球科技运作有限责任公司; | 发明人 | Q·王; W·杨; B·叶; | ||||
| 摘要 | 提供了适于高压 压铸 并且能够在升高 温度 下时效硬化的不含 铜 铝 合金 。所述合金包括约7‑15wt％的 硅 、约0‑0.6wt％的镁、约0‑1.0wt％的 铁 、约0‑1.0wt％的锰、约0‑1.0wt％的锌、约0‑0.1wt％的锶、约0‑0.5wt％的 钛 、约0‑0.5wt％的锆、约0‑0.5wt％的 钒 、约0‑0.5wt％的铜及约0‑1.0wt％的镍以及余量的铝。提供用于制造高压压铸制品及由合金制造的铸件的方法。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种适于高压压铸并且能够在升高温度下时效硬化的铝合金，所述合金包括： |
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| 说明书全文 | 一种用于高温和腐蚀性应用的新型高压压铸铝合金技术领域背景技术[0002] HPDC是一种用于工业生产金属部件的经济有效和广泛使用的方法，该金属部件需要精确的尺寸一致性，低的尺寸公差和其中很重要的光滑表面光洁度。汽车工业制造商现在越来越需要生产具有高抗拉性能和延展性组合的近净成形的铝部件，并且HPDC提供了用于大规模中小型部件的最经济的生产方法。 [0003] 为了避免铸造部件的不连续性，熔融合金被足够快速地注入到模腔中，从而整个腔在腔的任何部分开始固化之前被填满。因此，注入在高压下进行，并且在其被压进压模中并随后快速地固化时，熔融金属经受湍流。遗憾地是，由于被熔融合金置换的空气很少有时间逃逸，所以其中的一些被困并且孔隙产生。铸件也包含由有机模壁润滑剂的气体蒸汽降解产物产生的孔，并且孔隙可以由固化期间的收缩而产生。孔隙，尤其是由HPDC工艺中所产生的夹带空气或气体蒸气诱导的孔隙，其主要缺点在于，由铝合金制成的铸件，通常具有对时效硬化响应的能力，不能有效地进行人工时效，也就是说，其不能在人工时效之前得到高度过饱和的硬化元素(诸如溶液中的Mg或Cu)，因为没有能够应用于高压压铸铝合金的传统溶液处理。在高压压铸件中包含气体或产气化合物的内孔，在升高温度下，在传统溶液处理期间，发生了膨胀，导致在铸件上表面砂眼的形成。这些砂眼的存在不仅影响铸件的外观，也影响尺寸稳定性，并且在一些情况下，其消极地影响HPDC部件的特定机械性能。具体而言，铝合金HPDC铸造零件在高温(例如500℃)下不能经受溶液处理(T4)，显著降低了通过完全回火T6和/或T7(等效地用回火T4和T5组合来表达)热处理的沉淀硬化的可能性。同样地，几乎不可能找到没有大气泡的传统处理的HPDC部件。 [0004] 在Al-Si铸造合金(例如，合金319、356、390、360、380)中，通过铸造后的热处理，添加不同的合金化硬化溶质(包括但不限于Cu和Mg)，实现了强化。铸铝的热处理涉及如时效硬化或沉淀强化所述的机制。热处理(传统T6和/或T7的热处理)通常包括以下三个步骤的至少一种或组合：(1)在低于合金熔点的相对高的温度以下的溶液处理(也定义为T4)，通常超过8小时或更长的时间，以溶解其合金化(溶质)元素并且均质化或改变微结构；(2)溶液处理后，快速冷却，或在冷的或热的液体介质(诸如水)中淬火，以使溶质元素保持在过饱和的固体溶液中；以及(3)通过将合金在适于通过沉淀来硬化或强化的中间温度下保持一段时间的人工时效(T5)。溶液处理(T4)具有三个主要目的：(1)将稍后引起时效硬化的元素的溶解，(2)未溶解组合物的球状化，以及(3)材料中溶质浓度的均质化。T4溶液处理后的淬火使溶质元素保持在过饱和的固体溶液(SSS)中，并且也产生了提高沉淀物扩散和分散的空位的过饱和。为了使合金的强度最大化，必须防止淬火期间所有强化相的沉淀。时效(T5，无论是天然的还是人工时效)产生了强化沉淀物的可控分散。 [0005] 伴随着T5时效，通常有三种类型的时效条件，一般称之为时效不足、峰值时效和过时效。在预时效或时效的初级阶段，Guinier-Preston(GP)区和细的剪切沉淀物形式，以及铸件被认为是时效不足。在这种条件下，铸件的机械性能，例如材料硬度和屈服强度，通常很低。在给定温度下增加的时间或较高的温度下时效还涉及使机械性能(诸如硬度和屈服强度)增加到最大水平用于实现峰值时效/硬度条件的沉淀结构。进一步的时效减小了硬度/屈服强度，并且由于沉淀物的粗糙化以及其晶体学不一致的转变，铸件变成过时效。 [0006] 考虑到传统HPDC铝部件不可避免地包含内孔隙，人工时效(T5)成为实现所需机械性能而不导致砂眼化的非常重要的步骤。由时效导致的强化发生，由于保留的硬化溶质存在于过饱和固体溶液形式的沉淀物中，该沉淀物很均匀地分散在晶粒中，并且增加了铸件抵抗滑移和塑性流动造成的变形的能力。当时效处理导致这些细沉淀物中至少一种类型形成临界分散的时候，可以发生最大的硬化或强化。 [0007] 此外，在传统HPDC工艺中，先于压模脱模和淬火，铸造零件经常缓慢冷却至低温，例如，低于200℃。这显著地降低了随后时效的可能性，因为硬化溶质溶解性随着淬火温度的减小而显著减小。结果是，剩余的硬化溶质(诸如Cu和Mg，在铝基质中可以得到的用于随后时效硬化)是非常有限的。尽管合金可包含标称组合物3％～4％的Cu，大多数Cu与其他元素结合形成了金属间相。没有经过溶体处理，含Cu金属间相不会造成材料的时效硬化。因此，在当前生产中使用的HPDC合金中添加Cu在性能提高和质量保证两方面都没有效果。 [0008] 典型的Al-Si基HPDC合金包含约3％～4％的Cu。通常可以接受的是，铜(Cu)在铝合金铸件的强度和硬度、热处理或未热处理以及室温和升高的维护温度上具有所有合金化溶质/元素的单个最大影响。已知Cu可以通过增加基质硬度来提高合金的加工性能，使其更容易产生小切削的碎片和细小的加工成品。从不好处来看，Cu增加了合金的固化范围并且减小了给料能力，导致收缩孔隙的高可能性。更加明显地，通常降低了铝部件的抗腐蚀性；以及在某些合金和回火下，增加了应力腐蚀易感性。例如，已经报道了具有高Cu含量(即，约3％-4％以上)铝合金已经遇到不可接受的腐蚀速度，尤其在含盐环境中。典型的高压压铸(HPDC)铝合金，诸如A380或383，用于变速器和发动机零件，包括2％-4％的Cu。可以预计，这些合金的腐蚀问题变得更加明显，尤其是需要更长保修期和更高车辆里程的时候。 [0009] 铝合金已经得到开发用于解决一些已知的问题。例如，铝合金A380通常是具有以下组合物(以重量％为单位)的时效硬化合金：9Si、3.1Cu、0.86Fe、0.53Zn、0.16Mn、0.11Ni和0.1Mg(Lumley，R.N.等，“热处理铝高压压铸件的热特性”(“Thermal characteristics of heat-treated aluminum high-pressure die-castings”)，Scripta Materialia 58(2008)1006-1009，全部公开内容经此引用并入本文)。已知的是，Cu相，诸如Al2Cu沉淀物相，对实现人工时效以及提高铸造零件的热导性的益处上很重要。然而，铸件承受了较低的抗腐蚀性，铸造缺陷的高可能性以及由于Cu导致的高材料成本。 [0010] 已知的是，降低Cu含量提高了铝合金材料的抗腐蚀性。然而，Cu被认为是HPDC铝铸件中必需硬化的组合物。在前述工作中，本发明人中的一些人推荐使用0.5％至1.5％(以重量计)的较低Cu含量，其取决于铸件和热处理条件(见美国专利申请号No.12/827564，公开号20120000578，全部公开内容经此引用并入本文)。然而，在铸造溶液中Cu的存在下，固化后，对于可接受机械性能(具体而言，硬度/屈服强度)的保留被认为是完整。 [0011] 本领域中已知基本上不含铜的合金(例如，A356)，但是其通常用于除了HPDC的砂型铸造和/或半永久模型铸造工艺，并且在配制后遭受机械性能(例如，抗拉强度)方面的缺陷。 [0012] Lin(美国专利申请案第11/031,095号)公开了具有降低的铜百分比的铝合金；然而Lin教示了一些铜的存在对于硬化工艺的重要性。此外，Lin合金配方和铸件含有低重量百分比的Si以便避免铸造条件中的脆性Al-Si共熔网络。Lin的目标在于产生适于触变成形的铝合金、包含低压模制以产生特定微晶结构并避免溶液热处理的结合铸造和锻造的特征的模制工艺。Lin的合金并不适于HPDC方法。 [0013] 显然，本领域中需要一种适于HPDC并且经得起时效硬化、同时不会有损于铸造组件的抗腐蚀性或机械性能的铝合金。 发明内容[0014] 因此，本发明提供适于以相较于已知HPDC铝合金降低的孔隙率进行高压压铸和升高温度下的时效硬化的基本不含Cu或低Cu的铝合金。铸件对于室温和升高温度结构应用都表现增强的机械性能。 [0015] 根据本发明的铝合金适于高压压铸工艺并且能够进行时效硬化，从而在升高温度下的时效硬化后提供优异的机械性能。铝合金的实施例以重量计包括：约7至约15％的硅(Si)；约0至约0.6％的镁(Mg)；约0至约1％的铁(Fe)；约0至约1％的锰(Mn)；约0至约1.0％的锌(Zn)；约0至约0.1重量百分比的锶(Sr)；约0至约0.5重量百分比的钛(Ti)；及约0至约0.5％的锆(Zr)和至少约78％的铝。合金可以进一步包括约0至约0.5％的钒(V)。根据本发明的合金还可以包括：约0至约0.5％的铜(Cu)；及约0至约1％的镍(Ni)。以上组合物范围可以基于性能要求来调节。 [0016] 其它实施例针对由根据本发明的铝合金铸造的HPDC制品。配制铝合金以使得合金表现小于每年约0.1毫米的腐蚀性。配制铝合金以使得处于铸态、通过回火T5处理时效硬化并在200℃下浸泡200小时并且在200℃下测试的合金表现高于约150MPa的屈服强度、高于约190MPa的极限抗拉强度和高于约1.8％的应变。合金能够在一般小于其它铝合金所需的时期期间内接受溶液处理。这些实施例将不经历砂眼化，并且将能够经受有效回火或T6/T7时效硬化处理。针对铸造制品的实施例在经受时效硬化回火处理的一个或一个以上步骤时拥有优越的机械性能。 [0017] 其它实施例针对用于通过根据本发明的铝合金的HPDC制造制品的方法。所述方法包括提供根据本发明的实施例的熔融铝合金、在高压下将熔融铝合金注入到压模中、固化压模中的合金以形成铸件、将压模中的铸件冷却到淬火温度、在淬火溶液中对铸件进行淬火及使铸件经受一次或一次以上时效硬化处理。配制合金以使得铸件以小于每年约0.1毫米的速率腐蚀并且在其于200℃下浸泡200小时并在200℃下测试之后保持高于约150MPa的屈服强度、高于约190MPa的极限抗拉强度和高于约1.8％的应力。 [0019] 特定实施例的以下详细描述可在结合以下附图时得到最好的理解： [0021] 图2示出了显示与根据本发明的特定实施例的铜含量相关的当前工作的孔隙率增加的图表。 [0022] 图3示出了比较T5HPDC合金A380、A360与根据本发明的实施例的化学组合物的经验数据，其比较所取样本的抗拉性能和抗腐蚀性以及腐蚀传导性。 [0023] 图4示出了比较由已知合金A360、A380以及根据本发明的一个特定合金实施例铸造的铸态T5时效及浸泡HPDC样本的抗拉性能的制表经验数据。 [0024] 图5示出了比较由已知合金A360、A380以及根据本发明的另一特定合金实施例铸造的铸态T5时效及浸泡HPDC样本的抗拉性能的制表经验数据。 具体实施方式[0025] 本发明的实施例大体上涉及基本上不含Cu或低Cu的铝合金，其被配制成提供能够在升高温度下进行时效硬化并表现优越的机械性能和降低的孔隙率的HPDC铸造组件。不同于本领域已知的基于铝的含Cu合金铸件，本发明的铸件能够进行所有范围的回火时效硬化处理。 [0026] 如本文所使用，“铸件”一般是指通过铝合金组合物的固化而形成的铝合金高压压铸件。由此，在本文中可能在高压压铸工艺和/或固化之后的热处理工艺(无论是冷却、淬火、时效还是其它)的任何阶段期间涉及铸件。此外，铸件可以包括通过本发明的实施例形成的任何零件、部件、产品。 [0027] 此外，如本文所使用，“机械性能”及其相关短语一般是指测量金属(例如铝及其合金)在载荷下的性能如何的强度、硬度、韧度、弹性、塑性、脆性以及延展性和可展性中的至少一个和/或其任何组合。机械特性一般是依据金属必须承受的力或应力的类型以及如何抵抗所述力来描述的。 [0028] 如本文所使用，“强度”指屈服强度、极限强度、抗拉强度、疲劳强度和冲击强度中的至少一个和/或任何组合。强度一般是指使得金属能够在载荷下抵抗变形的性能。屈服强度一般是指材料开始发生塑性形变的应力。在工程学中，屈服强度可以定义为预定量(例如，约0.2％)的永久变形发生时的应力。极限强度一般是指金属可以承受的最大应变。抗拉强度一般是指在被放置在抗拉载荷中时对被拉开的阻力的测量。疲劳强度一般是指金属抵抗各种快速变化的应力的能力并且通过规定循环数量的的交变应力的大小来表达。冲击强度一般是指金属抵抗突然施加的载荷的能力。通常，屈服强度越高，其它强度也越高。 [0029] 如本文所使用，“硬度”一般是指金属抵抗永久压痕的性能。硬度一般与强度成正比。因此，具有高强度的金属也通常具有高硬度。 [0030] 已知被固化以形成铸件的铝合金组合物包括许多元素，诸如但不限于，铝(A1)、硅(Si)、镁(Mg)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、锌(Zn)、镍(Ni)、钛(Ti)、锶(Sr)等。定义铝合金组合物的这些元素和其相应的浓度可以显著影响其形成的铸件的机械性能。更具体地说，一些元素可以被称为硬化溶质。这些硬化溶质可以在铸件的固化、冷却、淬火和时效以及热处理工艺期间相互和/或与其它元素接合和/或结合。时效通常用于强化铸件。虽然可以利用用于时效的各种工艺，但由于上文所述的原因，一般只有一些对于铝合金高压压铸工艺适用和/或充分有效。对于HPDC零件已知的铝合金铸件一般已限于回火T5处理时效(天然或人工)。时效通过促进铝合金组合物的硬化溶质的沉淀来强化铸件。 [0031] 人工时效(T5)将铸件加热到至升高温度，通常为中间的温度，通过硬化溶质的沉淀，该温度提供了一段足以强化铸造的时间。由于沉淀是动力学过程，因此相对于铸造对时效的强化反应，可用于沉淀的硬化溶质的相应浓度(过饱和)是明显的。因此，硬化溶质的浓度及其用于沉淀的可用性显著地影响了铸件在时效期间被强化的程度。如果在时效之前硬化溶质被阻止或者基本上被阻止它们自己和/或与其它元件之间的粘合，则在时效期间硬化溶质可能会沉淀以强化铸件。 [0032] 为了在时效之前阻止或者至少基本上阻止，硬化溶质它们自己和/或与铝合金组合物的其它元素之间的粘合，并且由此保持硬化溶质的可用性，铸件在压模中被冷却到淬火温度并且随后立即被淬火。为了便于将铸件冷却到淬火温度，在铸件从用于淬火的压模中移除之前，实施例可能包括选择性地加热和/或冷却铸件中的一个或多个指定的区域。 [0033] 进一步地，为了在时效期间增加沉淀，并且由此增强铸件的机械性能，一种或多种特定的硬化溶质通常结合到铝合金组合物中。镁(Mg)、铜(Cu)以及硅(Si)作为铝合金中的硬化溶质是特别有效的并且甚至是必需的，传统上这在本领域中已经是被接受的。Mg可与Si结合以形成Mg/Si沉淀物，诸如：β″、β′以及平衡Mg2Si相。沉淀物的类型、大小以及浓度通常取决于本发明的时效条件和这些铝合金的组合物。例如，时效不足易于形成可剪切式β″沉淀物，然而峰值时效和过度时效通常形成不可剪切式β′和平衡Mg2Si相。当时效铝合金时，Si单独可形成Si沉淀物。然而Si沉淀物在强化铝合金中通常不如Mg/Si沉淀物那么有效。进一步地，Cu能够与铝(Al)结合以形成多种亚稳态的沉淀相，诸如：在Al-Si-Mg-Cu合金中的θ′和θ，这些沉淀物在强化中是非常有效的。 [0034] 增加浓度的更有效的硬化溶质可以被结合到铝合金组合物中以增加它们在时效时沉淀的可用性，这也是被广泛接受的。根据HPDC的传统铝合金组合物的说明，以相应的组合物的重量计通常被结合的最大Mg浓度小于0.1％。然而在工业实践中，这种铝合金组合物中的Mg浓度倾向于更加低于0.1％。因此，这些组合物一般具有形成Mg/Si沉淀物的能力并且，同样地甚至在T5时效期间，通过Mg/Si沉淀物的铸件的最小强化产生。实际上，普遍接受的是在这种情况下铸件唯一可行的强化通过Al/Cu沉淀物的形成产生。因此，在HPDC操作中Cu已经被认为是铝硅合金中必要的硬化溶质。 [0035] 然而，当对HPDC铸件进行想要的时效硬化回火处理时，Cu的硬化功效和贡献可能是令人惊讶地有限的。尽管典型的HPDC铝合金(诸如A380、380或383)在标称组合物中含有3～4％的Cu，但是对于后续时效的铸态铝基质中剩余的实际Cu溶质实际上是显著地降低。如图1中所示的，甚至当铸件在约200℃淬火时铝基质中的Cu含量只有约0.006％。在固化期间大部分的Cu与Fe或形成金属间相的其它元素粘结，如果这些组合物/部分没有经受高温溶溶液处理则这些元素就不具有时效响应。在这种情况下，含Cu的金属间相在应变硬化中发挥的作用类似于其它第二相微粒(像Si)。在传统的高压压模铸造零件中Cu对加速时效硬化的贡献实际上是可以忽略的。因此，与关于Cu作为硬化溶质的重要性的惯例相反，本发明人发现，如果组合物是在特定的参数范围内另外形成的Cu，就可以从合金中去除以实现基本上不含Cu的铝合金，这样的不含Cu铝合金为HPDC铸件提供了更大的耐腐蚀性能以及一些优越的机械性能。另外，在合金中可以利用少量的Cu来保持一些其贡献的益处。还应该注意的是，在Al-Si合金中Mg具有高扩散率。由于在溶液处理中这种合金仅需要扩散Mg和Si微粒，因此溶液处理的时间就可以缩短。在此讨论的低Cu和不含Cu的实施例提供了缩短处理时间的优点。此外这允许有效的回火处理或T6/T7的时效硬化处理。 [0036] 根据本发明的一个实施例，图2描述了孔隙率的体积分数与合金中Cu水平相比较的图表。为了比较还示出了来自现有技术的工作的一些数据点，如图所示，当Cu在0.5％和0.8％(重量百分比)之间时孔隙率显著地增加。在该范围内，孔隙率的体积分数从约0.4％增加到约0.6％。在该范围以上，孔隙率保持在约0.7％。在该范围以下，孔隙率显著地增加，但是仍在所期望的范围内。当Cu水平在本发明所期望的范围内时减少的孔隙率水平存在，从约0％到约0.5％(重量百分比)，这确保了合金的提高性能。 [0037] 因此，本发明的一个实施例提供了一种适于HPDC工艺且能够在升高温度下进行回火时效硬化的铝合金。该合金包括至少约78％(重量百分比)的铝(Al)；约7％至约15％(重量百分比)的硅(Si)；约0％至约0.6％(重量百分比)的镁(Mg)；约0％至约1％(重量百分比)的铁(Fe)；约0％至约1％(重量百分比)的锰(Mn)；约0％至约1.0％(重量百分比)的锌(Zn)；约0％至约0.1％(重量百分比)的锶(Sr)；约0％至约0.5％(重量百分比)的钛(Ti)；以及约 0％至约0.5％(重量百分比)的锆(Zr)；Mg和Si是有效的硬化溶质。Mg与Si结合以形成Mg/Si沉淀物，诸如：β″、β′、以及平衡Mg2Si相。实际的沉淀类型、数量以及大小取决于时效条件和尤其是铸造后基质中保留的Mg和Si的含量。与Cu相比较，铝基质中的Si和Mg的溶解度是较高的。铝基质中的Mg和Si的扩散率也高于Cu。增加Si接近于共晶组合物(约12％)可帮助减小固化范围并因此增加铸件的可铸造性和质量。Mg和Si两者都比Cu更轻且更具有成本效益。 [0038] 理想地，一种不含Cu的铝合金应该在固化之后的微结构中产生相似数量的第二相微粒。所述的合金还应该包含铁(Fe)以避免压模的焊接。然而，如果不以恰当比例的量添加锰(Mn)，则Fe可以容易地形成不期望的针状金属间相。 [0039] 根据其它实施例，铝合金进一步包括：约0％至约0.5％(重量百分比)的钒(V)。根据非常具体的实施例，一种适于HPDC且能够时效硬化的铝合金主要包括：约13％(重量百分比)的硅(Si)；约0.4％(重量百分比)的镁(Mg)；约0.4％(重量百分比)的铁(Fe)；约0.8％(重量百分比)的锰(Mn)；约0.5％(重量百分比)的锌(Zn)；约0.04％(重量百分比)的锶(Sr)；约0.3％(重量百分比)的钛(Ti)；约0.15％(重量百分比)的锆(Zr)；以及余量的铝(Al)。根据另一个非常具体的实施例，一种适于HPDC且能够时效硬化的铝合金主要包括：约8.5％(重量百分比)的硅(Si)；约0.4％(重量百分比)的镁(Mg)；约0.4％(重量百分比)的铁(Fe)；约0.5％(重量百分比)的锰(Mn)；约0.5％(重量百分比)的锌(Zn)；约0.04％(重量百分比)的锶(Sr)；约0.3％(重量百分比)的钛(Ti)；约0.3％(重量百分比)的锆(Zr)；约0.3％(重量百分比)的钒(V)；以及余量的铝(Al)。根据另一个非常具体的实施例，一种适于HPDC且能够时效硬化的铝合金主要包括：约0％至约0.5％(重量百分比)的铜(Cu)；以及约0％至约1％(重量百分比)的镍(Ni)。 [0040] 根据另一个非常具体的实施例，一种适于HPDC且能够时效硬化的铝合金主要包括：至少约78％至约90％(重量百分比)的铝(A1)；约7％至约15％(重量百分比)的硅(Si)；约0％至约0.6％(重量百分比)的镁(Mg)；约0％至约1％(重量百分比)的铁(Fe)；约0％至约 1％(重量百分比)的锰(Mn)；约0％至约1.0％(重量百分比)的锌(Zn)；约0％至约0.1％(重量百分比)的锶(Sr)；约0％至约0.5％(重量百分比)的钛(Ti)；约0％至约0.5％(重量百分比)的锆(Zr)；约0％至约0.5％(重量百分比)的钒(V)；约0％至约0.5％(重量百分比)的铜(Cu)；以及约0％至约1％(重量百分比)的镍(Ni)。 [0041] 图3示出了根据本发明示例性实施例的第二相化学品的计算量范围与若干传统HPDC合金的第二相化学品的计算量范围之间的比较，传统HPDC合金包括A380、合金383、和合金360，以及两种专利合金，p011783和p020385。从表中可以看出，本发明中微粒的阵列是独特的，并且大多数微粒(包括铜)保持相对低的量。其它微粒(包括Mn和Ni)的使用量大于其它所描绘的合金中的使用量。同样，虽然在大多数其它合金中使用了Sn，但在发明中未包含。此外，在合金A380，383或360中都没有使用Ti、Sr和Zr，但由本发明表示。最后，除了新组合物，其它任何合金中均不包含微粒钒(V)。本发明的实施例能够用于高温和腐蚀用途，以及具有提高的机械性能。新的合金实现了良好的铸造性、高机械性特别高温下的机械性以及耐腐蚀性的最佳组合。此外，新的合金减少了合金密度、材料和制造成本，整体上提高了HPDC铝铸件的完整性和性能。新的合金减少了铝铸件产品开发周期和上市时间。 [0042] 参照某些特定实施例，本申请中使用的一些元素是铝合金中所不常见的。铝合金中已使用锶来提高延展性和耐模焊性。已知锶可以对铝-硅共晶进行改性，但它是在非常低的含量下实现的。然而，期望避免使用较高的添加量，因为它们与铸件孔隙率有关。同样，钛是可加入铝合金作为晶粒细化剂并提高强度-重量比和耐腐蚀性的元素。所包含的钛的浓度高于晶粒细化所需的浓度，以减少开裂倾向并提高高温性能。锆在合金中使用，主要是因为它的耐腐蚀性和高温性能。形成抑制恢复和再结晶的微细金属间沉淀物是锆对合金添加的另一个影响。最后，钒的抗腐蚀性是众所周知的，其可以在铝合金中用作稳定剂。还发现它显著改善其它性能，诸如喷气发动机和机身的强度。 [0043] 本发明合金提供的主要好处是消除或大大减少了现有技术中已知的与Cu含量相关的腐蚀问题，而不损害HPDC铸件制品的强度。合金中不含铜或铜含量低的使用在很大程度上解决了这个问题。图4和图5进一步说明了这一点。图4是从已知的HPDC A380和A360合金与根据本发明实施例1的特定合金，在实验测试和比较HPDC铸件样本、T5样本以及T5和浸泡样本中生成的数据的制表。对于T5数据，铸件经过T5时效处理。为比较的目的全部显示了组合物、铸件的抗拉性能和腐蚀导电性数据。图5是从已知的HPDC A380和A360合金与根据本发明实施例2的特定合金，在实验测试和比较HPDC铸件样本、T5样本以及T5和浸泡样本中生成的数据的制表。检查数据显示这两个实施例1和2不含铜，其耐腐蚀性优于由A380和A360合金例示化的现有HPDC合金。预计本发明某些实施例的腐蚀度小于每年约0.1毫米，或每年约0.09毫米和0.07毫米之间。此外，与示例性HPDC合金A380和A360相比，实施例1和2具有更好的铸造抗拉性，更好的时效反应性，并且在T5热处理后具有更高的抗拉强度。此外，如所描述的，T5样本在200℃下浸泡200小时并在200℃下测试后，本配方的性能优于A380和A360合金。所有样品中的每一个都具有高于约150MPa的屈服强度，高于约190MPa的最大抗拉强度和高于约1.8％的应变。应注意，根据本发明的合金也稍轻一些，提供了额外的成本效益。 [0044] 根据另一个实施例，提供了由根据本发明公开制成的基本上不含铜的铝合金制成的HPDC铸件制品。与传统的含铜合金不同，不含铜或低铜合金可以经受非常短时间(例如10分钟)T4溶液处理，而不会造成砂眼化问题，从而产生有效的回火或T6/T7时效硬化处理。与Cu相比，Mg在Al-Si合金中具有高的扩散率，并且因此需要更短的溶液处理时间。由于本发明中不含Cu或含极低水平的铜，所以在溶液处理期间，只有Mg和Si微粒需要溶解。因此，具有较高浓度的Mg和Si以及较低浓度的铜的本发明能够进行较短时间的溶液处理。在具体实施例中，铸件制品可以在约500℃的处理温度下进行溶液处理。根据本发明，溶液处理期间，Mg2Si微粒溶出可以在450℃下25分钟内完成，甚至是对于10um的最大粒径。通常，对于HPDC零件，典型的Mg2Si粒径小于5um，即使在较厚的部分中，诸如发动机缸体的汽缸盖区域。在本发明的一个实施例中，所公开合金的铸造制品可以进行5分钟短时间的溶液处理。铸造制品可表现包括至少一种或多种不溶性的固化和/或沉淀微粒的微结构，该微粒具有选自由Al、Si、Mg、Fe、Mn、Zn、Sr、Ti、Zr、V、Cu、Ni组成的组中的至少一种合金化元素。 [0045] 根据其它实施例，提供了一种HPDC制造工艺，其中提供了基本上不含铜或低铜熔融铝合金，并在高压下铸造到压模中。合金在压模中固化，以形成铸件，并且使压模中的铸件冷却到所需的淬火温度，该淬火温度通常凭经验确定。从压模中移除铸件并在淬火溶液中淬火。可以对铸件进行时效硬化回火处理的一个或多个步骤。还可以对铸件进行约5分钟至约25分钟的溶液热处理。在铸件淬火后并在铸件进行至少一个时效硬化处理前进行这个处理。可替代地，在铸件形成并从压模中取出后立即进行这个短时间的固体处理，同时继续加热铸件以节约能量，减少再加热的成本。 [0046] 根据非常具体的实施例，一种制造铝合金高压压铸件的方法包括：提供熔融铝合金，其主要由以下元素组成：至少约78至90重量百分比的铝(Al)；约7至约15重量百分比的硅(Si)；约0至约0.6重量百分比的镁(Mg)；约0至约1重量百分比的铁(Fe)；约0至约1重量百分比的锰(Mn)；约0至约1.0重量百分比的锌(Zn)；约0至约0.1重量百分比的锶(Sr)；约0至约0.5重量百分比的钛(Ti)；约0至约0.5重量百分比的锆(Zr)，约0至约0.5重量百分比的钒(V)，约0至约0.5重量百分比的铜(Cu)；以及约0至约1重量百分比的镍(Ni)；在高温下将熔融铝合金铸造到压模中；将压模中的合金固化以形成铸件；使铸件在压模中冷却到淬火温度；在淬火溶液中将铸件淬火；并且对铸件进行T5时效硬化处理。 [0047] 应注意的是，本文所使用的如“基本上”、“通常地”和“典型地”这类术语并非用于限制所要求的实施例的范围或暗示某些特征对所要求保护的实施例的结构或功能而言是关键的、必须的或甚至是重要的。相反，这些术语仅用于表明实施例的特定方面或者用来强调特定实施例中可能使用也可能不使用的替换或附加特征。 [0048] 为了描述和限定本发明实施例的目的，应注意的是，本文中利用的术语“基本上”、“显著地”和“大约”表示可能归因于任何定量比较、值、测量结果或其它表示的不确定性的固有程度。本文中利用术语“基本上”、“显著地”和“大约”也表示定量表示可以与给定的参考有差异但不会导致本发明主题的基本功能发生变化的程度。 |
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