改进的铝基铸造合金
阅读：841发布：2020-05-12
专利汇可以提供改进的铝基铸造合金专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且铝 基 合金 ，具有以下重量百分比组成： 硅 5～15％，镁0～0.25％， 钛 0～0.25％，锰0.2～0.65％， 铁 0.1～0.6％， 铜 1～4％，锌0～3％，总的硅改性剂小于0.01％(锶小于0.007％)， 锡 小于0.05％，总的其它过渡或 稀土金属 小于0.2％(铬小于0.05％)，总的其它元素小于0.5％，且余量为铝。限制铁和锰的量，以至于合金中存在的铁的量是锰含量的0.4至1.6倍，并且该合金具有 熔渣 因子(SF)，通过式SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)计算的SF为从0.8至1.6。当在 铸造 或相同的 热处理 状态时相比较时，相对于由常规HPDC合金制备的相同产品铸件，由所述合金制备的铸件具有增强的抗断裂性。，下面是改进的铝基铸造合金专利的具体信息内容。
1.根据本发明的铝基合金，具有以下重量百分比组成：
硅 5～15％
镁 0～0.25％
钛 0～0.25％
锰 0.2～0.65％
铁 0.1～0.6％
铜 1～4％
锌 0～3％
硅改性剂总计 小于0.01％(具有小于0.007％的锶)
锡 小于0.05％
其它过渡或稀土金属 总计小于0.2％(具有小于0.05％的铬)
其它元素 总计小于0.5％，
以及余量为铝，
其中限制铁和锰的极限，使得合金中存在的铁的量是锰含量的0.4至1.6倍，并且该合金具有从0.8至1.6的熔渣因子(SF)，通过式SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)计算出。
2.权利要求1的合金，其中铬水平小于0.02％。
3.权利要求1或2的合金，其中该组成无铍、稀土元素，并且无铬和其它不包括Ti、Mn、Fe、Cu和Zn在内的过渡金属元素。
4.权利要求1至3中任一项的合金，其中Si水平为6.5至10.5％，例如6.5至8.5％。
5.权利要求1至4中任一项的合金，其中存在的Cu为1至3.5％，例如1.5至3％。
6.权利要求1至5中任一项的合金，其中SF＝1.0至1.3。
7.权利要求1至6中任一项的合金，其中铁含量以重量计是锰含量的0.5至0.9倍。
8.权利要求1至7中任一项的合金，其中铁含量为从0.2至0.4％并且Mn含量为从
0.3至0.6％。
9.权利要求1至8中任一项的合金，其中存在的锌为从0.3至1.0％。
10.权利要求1至9中任一项的合金，其中存在的镁为从0.05至0.15％。
11.一种铸件，当在铸态或相同的热处理状态下比较时，相对于由常规HPDC合金制备的相同产品的铸件，该铸件具有增强的抗断裂性，其中具有增强的断裂韧性的该铸件由具有以下重量百分比组成的铝基合金铸造：
硅 5～15％
镁 0～0.25％
钛 0～0.25％
锰 0.2～0.65％
铁 0.1～0.6％
铜 1～4％
锌 0～3％
硅改性剂 总计小于0.01％(具有小于0.007％的锶)
锡 小于0.05％
其它过渡或稀土金属 总计小于0.2％(具有小于0.05％的铬)
其它元素 总计小于0.5％，
以及余量为铝，
其中限制铁和锰的极限，使得合金中存在的铁的量是锰含量的0.4至1.6倍，并且该合金具有从0.8至1.6的熔渣因子(SF)，通过式SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)计算出；并且
其中具有增强的断裂韧性的该铸件具有这样的显微组织：该显微组织展现出由固化的共晶体所形成的硅，所述共晶体经还含有为大量细多面体颗粒的含铁相。
12.根据权利要求11的具有增强的抗断裂性的铸件，其中所述铸件由权利要求2至10中任一项的合金铸造。
13.根据权利要求11的具有增强的抗断裂性的铸件，其中所述铸件处于铸态原状下。
14.根据权利要求11的具有增强的抗断裂性的铸件，其中所述铸件通过热处理具有相对于铸态原状增强的抗断裂性和/或显微组织。
改进的铝基铸造合金
发明领域
[0001] 本发明涉及用于制备铸造部件的铝基合金，所述合金显示出增强的抗断裂性(fracture resistance)。
背景技术
[0002] 用于高压模铸(HPDC)的典型合金基于存在有一系列添加元素的Al-Si合金体系。表1显示了一些来自世界上不同地区的普通HPDC合金及它们的组成。 然而近来，已经开发了一系列合金组合物以获得高延展性，例如以下五种特制合金：Magsimal，Silafont，Aural 2，367.0和368.0，并且已发现它们中的每一种在零件中的用途，所述零件用于要求高能量吸收的碰撞敏感用途。 表2显示了这些合金的组成。 这些特制合金通常在铸态原状下展现出8～20％之间的延展性水平。 这三种合金具有以下一些共同特征：
[0003] 1.都具有非常低的Cu规范，典型地小于0.25％。
[0004] 2.都具有非常低的Fe水平，典型地小于0.25％。
[0005] 3.都存在0.25～0.8％的Mn，以帮助避免模具粘附。
[0006] 4.通常都作为原始合金使用，以避免污染或分解。
[0007]
[0008]
[0009]
[0010] Silafont、Aural 2，367和368是类似的，并基于Al-Si体系，而Magsimal基于Al-Mg合金体系。 然而，表2中的一些合金还要求具有低含量的Zn，该低含量的Zn还可以帮助避免部件中Zn蒸气孔隙的形成。通常，还优选使用真空模铸生产这三种合金，以减少被认为对延展性不利的孔隙。
[0011] 已知所有以上特征1-4都有助于改善其它HPDC合金的延展性。此外应注意，铁和锰存在于HPDC合金中以最小化模具焊接(粘附)，从而增加模具寿命和提高产率。通常，Fe含量需要高于0.5％以避免焊接，但在上述特制合金的情况下，可以被其它元素例如Mn替代。 在其它情况中，可以使用Sr以防止模具焊接。 然而，Fe容差(allowance)是优选的，因为大部分的HPDC合金(估计大于95％)由再生金属(secondary)制备。此外，在回收操作期间，Fe倾向于累积，并且因此，其被认为是合金开发中的重要因素。Fe、Mn和Cr倾向于形成金属间化合物，取决于合金所谓的“熔渣(sludge)因子”，该金属间化合物以不同的量和形貌存在。 在高压模铸中，一部分熔渣(sludge)颗粒形成在熔体中，一些形成在模铸储筒中，一些在固化期间形成在模具中。 通常，遵守的简单准则是：
[0012] 熔渣因子(SF)＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)+(3×wt％Cr)，其中通常认为SF小于1.7在实际中是最可接受的。 在世界范围内的大多数组合物中，有目的地省略Cr，原因是其有毒。 然而，有时其可以作为少量杂质存在。 当Cr不存在时，关系为：
[0013] SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)
[0014] 合金的Fe∶Mn∶Cr之比强烈地影响熔渣颗粒的形貌，因此，Mn和Cr有时被称为Fe校正剂(corrector)，因为它们能消除一部分合金中不期望的、针状Fe-Al金属间相，引起Fe-Al金属间化合物形成更无害的颗粒形貌例如星形蔷薇状共晶组织、块状、汉字或多面体颗粒。 通常，汉字形貌被认为是最期望的。 然而，汉字形式通常与Cr的添加有关，现在其因对毒性的关注而被有目的地从大多数合金规范中省略。 虽然其它过渡金属元素(例如Co、Ni、V)也可以作为Fe校正剂使用，但Mn是商业合金产品中最普遍的，因为其常常出现在通过回收生产的合金中。 当Fe∶(Mn+Cr)的比例高时，熔渣颗粒倾向于成为针状。 当Fe∶(Mn+Cr)的比例低时，颗粒倾向于呈现出更多汉字、块状、星状或多面体颗粒。 通常，Fe校正剂的推荐量是约为Fe浓度的一半。 然而，向合金中添加Fe添加剂还增加坚硬、脆性颗粒的总份数，这可对合金的机加工、抗断裂性和延展性不利。 当一些熔渣颗粒(例如星状或蔷薇状共晶组织)以较大量存在时，它们还可能比针状颗粒更不利于抗断裂性，因为它们可能充当大的脆性板。 因此这些颗粒的尺寸、形状和分布非常重要。
[0015] 虽然可以通过类似的显微组织特征影响延展性和抗断裂性，但是它们并不必然直接相关，而且高延展性未必意味着高抗断裂性。 关于HPDC产品断裂性能的文献研究已经揭示，存在极少的信息，关于夏氏冲击能量的有限量数据除外。 在HPDC产品的设计中，仅仅依赖拉伸延长率作为抗断裂性的衡量也已经变成了广泛接受的惯例。 然而，在科学文献中，夏氏冲击能量和拉伸延展性都不被认为是不同铝合金的相对断裂韧性的有效指示。 虽然具有高延展性的合金常常可以显示出高的抗断裂性，但是具有较低拉伸延展性的类似合金也可以呈现高的抗断裂性。 类似地，对于特殊的延展性值，抗断裂性可以在合金与合金之间变化。 因此，解决此问题的根本是有效断裂韧性数据的取得。
[0016] HPDC产品典型地近似于单个突出(projected)板材或一系列相互关联的板材。这样的铸件具有近似恒定的壁厚，通常是2至6mm。 然而，当需要局部地增加部分厚度以增加刚性从而在铸造期间改善金属进料或允许几何性能(例如螺栓孔)时，也有例外，且大部分零件呈现变化的厚度和几何应力集中部分。 在厚度或几何应力集中部位中的这种变化可以近似于材料中的缺口，于是其在使用中影响产品的整体性能。 可以理解的是，通过纯拉伸模式失效的应用是很少见的。
[0017] ASTM标准B871描述了用于抗断裂性相对评价的方法，该方法使用为测试形变铝片材和板材而特别开发的技术，对于铸造铝合金，该技术也是可接受的抗断裂性表示法。 该技术还提供材料缺口敏感度评估。 一般而言，ASTM标准B871的撕裂(tear)测试方法提供了与裂纹产生和扩展相关的负载移动曲线。 当涉及薄板时，产生到最大负载点的区域，以及曲线下方的扩展区域描述了整个断裂过程。在ASTMB871测试期间所获得的最大负载可以用于测定材料的撕裂强度。撕裂强度与屈服强度之比(0.2％屈服应力)或TYR(撕裂与屈服之比)值给出了缺口敏感度的量度。
[0018] 整个曲线之下的区域提供了单位总能量，并且从峰值负载到开裂端的区域给出了单位扩展能量。 与拉伸数据(0.2％屈服应力、拉伸强度、延展性)一起显示了从相同材料批次获得的结果。 从而还显示了撕裂测试方法的固有可靠性，从而提供与其它断裂韧性数据例如临界应变能释放率Gc的合理相关性。
[0019] 如可预期的那样，HPDC产品的抗断裂性涉及一系列失效类型。 例如，在使用期间，当疲劳裂纹到达临界长度时，可以产生快速和不可控断裂的条件。 结果，其还显示了至少在一些形变合金中，在由撕裂测试得到的单位扩展能量和在疲劳中的裂纹增长速率之间存在联系。 这并非是完全不期望的，因为增加的断裂韧性也可以相当于改进的抗疲劳性。
[0020] 最佳地，在铸态中使用HPDC零件。 然而，存在可以施用于HPDC合金的一系列热处理。 例如，在专利申请WO2006/066314中，显示了按惯例生产HPDC合金的方法，以及在没有出现表面起泡或尺寸不稳定的同时可以被成功热处理的零件，并且已经证明一系列热处理利用了申请WO2006/066314中所公开的工序。
[0021] 发明概述
[0022] 本发明提供铝基铸造合金，几乎不论合金的延展性如何，所述合金主要提供高的抗断裂性，虽然当改进铸造品质时，合金中的高延展性在合金中是附加的优点。 所述合金适用于可存在多孔性的铸件。 可以通过被认为是常规或通常的模铸技术(例如使用冷室模铸机)生产合金铸件。 在有或没有施加的真空或者使用反应性气体下都可以生产该铸件。 可以通过高度完整的铸造工序交替地生产铸件从而获得最低水平的多孔性。
[0023] 根据本发明的铝基合金具有以下重量百分比组成：
[0025] 镁 0～0.25％
[0026] 钛 0～0.25％
[0027] 锰 0.2～0.65％
[0028] 铁 0.1～0.6％
[0029] 铜 1～4％
[0030] 锌 0～3％
[0031] 硅改性剂 总计小于0.01％(具有小于0.007％的锶)[0032] 锡 小于0.05％
[0033] 其它过渡或稀土金属 总计小于0.2％(具有小于0.05％的铬)
[0034] 其它元素 总计小于0.5％，
[0035] 以及余量为铝，
[0036] 其中限制铁和锰的极限，使得合金中存在的铁的量是锰含量的0.4至1.6倍，并且该合金具有从0.8至1.6的熔渣因子(SF)，通过SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)算出。
[0037] 除了被单独鉴定的那些(即除Ti、Mn、Fe、Cu和Zn)，所述合金优选地无铍、稀土元素和过渡金属元素。
[0038] 当在铸态或相同的热处理状态下比较时，相对于由常规HPDC合金制备的相同产品铸件例如A380合金，本发明还提供了具有增强的断裂韧性的铸件，其中具有增强的断裂韧性的铸件由具有以下重量百分比组成的铝基合金铸造：
[0039] 硅 5～15％
[0040] 镁 0～0.25％
[0041] 钛 0～0.25％
[0042] 锰 0.2～0.65％
[0043] 铁 0.1～0.6％
[0044] 铜 1～4％
[0045] 锌 0～3％
[0046] 硅改性剂 总计小于0.01％(具有小于0.007％的锶)[0047] 锡 小于0.05％
[0048] 其它过渡或稀土金属 总计小于0.2％(具有小于0.05％的铬)
[0049] 其它元素 总计小于0.5％，
[0050] 以及余量为铝，
[0051] 其中限制铁和锰的极限，使得合金中存在的铁的量是锰含量的0.4至1.6倍，并且该合金具有从0.8至1.6的熔渣因子(SF)，通过SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)算出；并且
[0052] 其中具有增强的断裂韧性的铸件具有一种显微组织，该显微组织展现出由经修饰并且基本无针状硅颗粒的固化共晶体所形成的硅，并展现出基本上为细多面体颗粒的含铁相。
[0053] 除了被单独鉴定的那些(即除Ti、Mn、Fe、Cu和Zn)，所述合金优选地无铍、稀土元素和过渡金属元素。
[0054] 现在，将按顺序讨论本发明铸件的制造和合金中的每种元素的作用。
[0055] 合金中需要硅降低熔点，硅有助于流动性并增加强度。 在5～15％的限度内，从亚共晶到过共晶的组合物均适用，但是都要求良好的流动性从而有助于铸造。 Si水平优选地是6.5～10.5％并且更优选地是6.5～8.5％。 对于大多数情况，这对应于最佳铸造条件。 低于Si含量的下限，可铸性可受到不利地影响。 高于Si含量的上限，大部分的Si相成比例地产生较高的脆化作用并降低对裂纹扩展的抗性。
[0056] 还存在铜以有助于流动性以及任选地通过热处理对合金提供增强，在需要时。一般而言，在本发明中，约1.5～3wt％的Cu水平是最佳的，但低至1％以及高至4％的水平在一些应用中也可被认为是合适的。 低于1％Cu，将限制任何热处理响应，而高于
4％Cu，由剩余的Cu基金属间化合物导致的脆化作用可能是明显的。 此外，这些Cu基金属间化合物可以不利地影响耐腐蚀性。 较高水平的铜还可以导致成本超出。
4％Cu，由剩余的Cu基金属间化合物导致的脆化作用可能是明显的。 此外，这些Cu基金属间化合物可以不利地影响耐腐蚀性。 较高水平的铜还可以导致成本超出。
[0057] 铁和锰的浓度相互关联。 虽然一些Cr、稀土元素或其它过渡金属在实际中可以和Mn的功能一样，但是应当将它们的存在限制或降低到痕量元素水平，从而无论何时都可促进以细多面体形式存在的(Al15(Mn，Fe)3Si2的形成。 由于关于Cr的毒性担忧，优选地将Cr含量限制至最低。 因此，需要Fe和Mn的正确比例和量。 按对于合金的熔渣因子(SF)一般规则获得，对本发明的目的而言，SF＝0.8至1.6＝(1×Fe)+(2×Mn)，并且优选地SF＝1.0至1.3。这保证了良好的可铸性，没有模具粘附以及金属间化合物相的校正形式的存在。 由于该熔渣因子限制和合金组合物，因此很容易测定用于本发明的Fe和Mn的相对量。如果Fe含量与Mn相比，成比例地高，则该合金倾向于形成FeSiAl5的分布颗粒。所述颗粒在显微组织中以针状存在。如果Mn含量与Fe相比成比例地高，则该合金可能更容易超出熔渣因子限制或不形成坚硬颗粒的适合形貌。
[0058] 理想地，在熔渣因子限制和组成限度的范围内，以重量计，Fe含量应当是Mn含量的0.4至1.6倍，并且最优选地是0.5至0.9倍。例如，如果合金中存在0.4％的Mn，则Mn含量的0.4倍给出了0.16％的最小Fe含量，以及0.96的合金熔渣因子。Mn含量的1.6倍给出0.64％的Fe，但是0.6％的最大Fe容差给出1.4的合金熔渣因子。 为了在熔渣因子最大为1.6的限制之内，如果该合金含有0.6％的Fe，则可容许的最小Mn为0.375％并且允许的最大Mn含量为0.5％。 在本发明中，通过促进含非板状或针状多面体的金属间化合物颗粒的无害过渡金属的形成，这些比例和限度积极影响在铸态和热处理条件下产生的显微组织。
[0059] Fe含量优选地从0.2至0.4％，同时Mn含量优选地从0.3至0.6％。
[0060] 据报道，稀土金属提供Fe改性和Si改性，但是由于毒性、成本和可用性，优选地将它们从本发明中省略。 然而，如果污染来自于其它源的再生铝合金中，可以存在痕量的稀土元素。 稀土元素，结合其它过渡金属，总计应当保持低于0.2％。
[0061] 已知锶在铸造铝合金中作为硅改性剂。 然而，在本发明中，其存在对于促进改性并不是必须的，并且将其从合金中消除具有各种益处，例如将避免增加相对熔渣含量的Sr-Fe金属间化合物的潜在形成。在铝铸件中，还已知Sr增加多孔性。类似地，Na、Ca和P被省略或被保持在非常低的水平。 这四种元素中的任何作为有目的添加剂的使用都导致与典型利用的母合金的使用相关的成本超出，但特别地，如果合金是从回收材料中制备的，则Sr可以以痕量出现。 在这种情况中，硅改性元素的结合水平应当保持在低于0.01wt％的水平，同时锶低于0.007wt％。
[0062] 钛可以以至多为0.25％的少量存在，作为任选元素但对本发明的效果不是必须的。 高于这一限度，Ti将形成可能对抗断裂性不利的粗糙熔渣颗粒。
[0063] 锌可以以至多3％的水平存在，但是其存在对本发明的功能而言不是必须的。锌可以存在从而改善合金的可铸性、可机加工性或耐腐蚀性，并且最佳地，可以以0.3％至1.0％存在。由于回收操作中Zn模铸材料的存在，可以出现提高的锌含量例如高达3％，但由于Zn的高蒸气压有可能在铸件中导致额外气相多孔性时，应当避免较高水平的Zn。
[0064] 锡在本发明的合金中应当被省略，或以指定量限制至痕量元素水平。 锡可以对含Fe的金属间化合物颗粒的形状具有不利影响，导致它们形成包含脆性相的蔷薇状共晶组织。 锡还可能引起模具粘附和热撕裂的严重问题，甚至当它以非常低的水平存在时。
[0065] 在含Cu的高压模铸合金中，镁常常简单地作为杂质存在。然而，其可以增加强度并在铸造之后的冷却期间或热处理期间使合金中产生的析出改性。 在下限时，要求～0.05％的Mg以在HPDC合金中开始时效硬化响应。较高的Mg水平(例如大于0.2wt％)导致抗断裂性的逐渐降低。
[0066] 已知铍向铝合金提供各种优点。 然而，其非常有毒和昂贵，因此除痕量以外其不应被允许或包括在合金中，由于再生金属的使用，可以出现偶存的量。
[0067] 通过上述合金的制造，可以理解，由于宽大的Fe容差，可以通过再生合金的一部分或掺合物来制造所述合金。 类似地，由于该合金与世界范围内使用的许多合金的宽泛规范类似，因此其可以容易地与其它再生材料一起回收而不偏析。 可以理解的是，在本发明合金组合物的限制内，其还可以被回收到合金中。
[0068] 熔渣因子SF，如上详述，通常通过下式获得：
[0069] SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)+(3×wt％Cr)
[0070] 然而Cr通常不存在(至多以次要杂质存在)，因而实际上：
[0071] SF＝(1×wt％Fe)+(2×wt％Mn)。
[0072] 在本发明中，通过要求Ti、Mn、Fe、Cu和Zn之外的过渡金属元素加上稀土金属以总量少于0.2wt％存在来限制Cr。实际上，少于0.2wt％的限制将Cr含量限制至足够低的水平，在此水平下，在升高熔渣因子方面Cr的影响通常可以被忽略。也就是说，如果任何存在的Cr将和其它金属一起受到总量少于0.2wt％的限制，则Cr含量将足够低。然而，通常期望Cr含量单独少于0.05wt％，例如低于0.02wt％。
[0075] 图1显示了低抗撕裂性或高抗撕裂性断裂的典型撕裂测试断裂曲线，通过根据ASTM B871的标准撕裂测试方法确定；
[0076] 图2(a)显示了使用本发明合金的、用于撕裂测试开发目的的板材形铸件的结构；
[0077] 图2(b)显示了取自如图2(a)中的铸件的撕裂测试断裂样品和拉伸样品；
[0078] 图3显示了与根据本发明的类似合金相比，在A380(也用CA313(澳大利亚命名)、ADC10(JIS命名)、AlSi8Cu3(Fe)(欧洲命名)表示)规范中的合金的铸态原状的典型撕裂测试断裂曲线；
[0079] 图4显示了与图3相同的合金的T4条件的典型撕裂测试断裂曲线；
[0080] 图5显示了与根据本发明的类似合金相比，A380(也用CA313、ADC10，AlSi8Cu3(Fe)表示)合金的T6条件的典型撕裂测试断裂曲线；
[0081] 图6显示了常规A 380(也用CA313、ADC10、AlSi8Cu3(Fe)表示)合金与根据本发明的类似合金相比，在铸态原状下高压模铸件中心的显微组织；
[0082] 图7显示了与图6类似，但当前在更高放大倍数下在铸态原状下的高压模铸件中心的显微组织；
[0083] 图8显示了常规A380(也用CA313、ADC10、AlSi8Cu3(Fe)表示)合金与根据本发明的类似合金相比，在T6条件下的高压模铸件中心的显微组织；
[0084] 图9显示了类似于图7所示那些铸件所制备的不同铸件，当前是相同的A380合金(也用CA313、ADC10、AlSi8Cu3(Fe)表示)与本发明的不同合金相比。
[0085] 图10显示了根据本发明的合金在时效持续时间内的性能演变；
[0086] 图11类似于图10，但涉及相同合金的不同铸件；
[0087] 图12类似于图11，但单位总能量和单位扩展能量除外；以及
[0088] 图13提供了在铸态和热处理(T4或T6)条件中，四种常规HPDC合金与一系列根据本发明新开发的合金的0.2％屈服应力和单位扩展能量的对比。
[0089] 附图详述
[0090] 图1分别显示了各低抗撕裂性和高抗撕裂性断裂的典型撕裂测试断裂曲线，通过依照ASTM B871的标准撕裂测试方法确定。 通过三个主要特征表征曲线。 由曲线下方直至断裂开始点(即最大负载)的区域的形式给出了断裂开始能量。 其次，从最大负载P以4P/bt形式得到撕裂强度，其中b是缺口根部至后边缘(back edge)的宽度，t是厚度。 最后，由曲线下方在断裂开始之后直至当负载接近零最终失效时的区域的形式给出了断裂扩展能量。 可以理解的是，断裂总能量是断裂开始和断裂扩展之和。
[0091] 根据ASTM B871断裂的图1的曲线提供了在尖锐缺口板形样品中与裂纹产生和扩展有关的信息。 在该标准中极其重要的是缺口的根部半径，其被指定为25±12μm。对于当前结果，这是在样品上使用单个齿形刀具以60度的指定角度研磨(lapped)至非常尖锐的边缘来获得的。在测试之前分别检查根据ASTM B871测试的每个样品以确保与该标准相符。
[0092] 图1显示了撕裂测试负载位移(displacement)曲线的最重要性能，即最大力P，由其可以得到撕裂强度；能量与裂纹产生有关，并且能量与裂纹扩展有关。 为了得到单位总能量(UTE)，用横截面划分曲线下方的总区域；为了获得单位扩展能量(UPE)，用从缺口根部至样品背部(进一步的详细说明参见ASTM B871)的横截面划分超过峰值负载的区域。 单位产生能量为简单地UTE-UPE。
[0093] 图2(a)显示了使用本发明的合金的用于撕裂测试演变目的的板材形铸件的结构，以及流槽(runner)系统、溢出和推顶杆位置。 板材的尺寸为70mm宽，60mm长以及约2mm厚。由这些并根据该标准，从每个板材取得一个撕裂测试断裂样品和一个拉伸样品(图2b)。 对于每种测试条件，测试了5个撕裂和5个拉伸样品从而产生数据。
[0094] 使样品定向，要么以行进的扩展裂纹平行于金属流动方向(即应力轴垂直于流动方向)，要么以行进的扩展裂纹垂直于金属流动方向(即应力轴平行于金属流动方向)。 根据与轧制产品相关的惯例，当扩展裂纹在金属流动的方向行进时，将断裂样品在下文中指定为TF，而当扩展裂纹在垂直于金属流动的方向行进时，将断裂样品指定为FT。 这是必要的，因为当前的工作揭示了由上述HPDC板材制备的某些合金组合物展现出的方向性性能。 当拉伸样品中的扩展裂纹在金属流动的方向行进时(即对应于TF断裂方向)，将对应的拉伸样品在下文中称为T方向，或当扩展裂纹垂直于金属流动方向时(即对应于FT断裂方向)，将对应的拉伸样品在下文中称为F方向。 作为例子，图2(b)中所示的机加工样品就是TF和T方向的代表。对于每种测试条件，测试5个撕裂和5个拉伸样品从而产生数据。
[0095] 图3显示了具有Al-9Si-0.86Fe-3.1Cu-0.16Mn-0.10Mg-0.11Ni-0.53Zn-(其它少于0.2)组成的A380规范合金(也用CA313、ADC10、AlSi8Cu3(Fe)表示)与根据本发明且具有Al-7.6Si-0.27Fe-2.74Cu-0.48Mn-0.12Mg-0.43Zn-(其它少于0.2)组成而SF＝1.23的合金(出于对比的目的指定为合金X)相比，对于铸态原状的TF方向的典型撕裂测试断裂曲线。在撕裂测试曲线图上标记为“A”的曲线对应于标准A380合金，而标记为“B”的曲线是合金X。 很容易观察到，与常规A380合金组合物相比，本发明的合金X的最大负载较高并且能量吸收(通过分别测定曲线的产生和扩展部分下方的区域得到)增加。在门(gate)处以56m/s的金属速度通过高压模铸生产所有样品。在表3中显示了所测试样品的平均撕裂和拉伸性能(对于每个比较数据组测试五个撕裂和五个拉伸样品)，且可以看出，在铸态原状下本发明的合金X的抗断裂性值较高。A380合金的单位扩展能
2 2
量为6.46KJ/m，而合金X的单位扩展能量为16.88KJ/m。 本发明合金的产生能量(以及因此UTE)也增加。 此外，通过撕裂强度和屈服应力(0.2％补偿)之比给出的缺口敏感度指数(TYR)显示，合金X与常规A380合金相比敏感度降低。 即，指数越高，对尖锐缺口存在的敏感度越低。
2 2
量为6.46KJ/m，而合金X的单位扩展能量为16.88KJ/m。 本发明合金的产生能量(以及因此UTE)也增加。 此外，通过撕裂强度和屈服应力(0.2％补偿)之比给出的缺口敏感度指数(TYR)显示，合金X与常规A380合金相比敏感度降低。 即，指数越高，对尖锐缺口存在的敏感度越低。
[0096] 图4显示了与图3中本发明的相同合金X相比，具有图3中组成的A380合金在TF方向在T4条件下的典型撕裂测试断裂曲线。 在撕裂测试曲线图上标记为“A”的曲线是标准A380合金，标记为“B”的是根据本发明的合金X。如在表3中记录的那样，当与常规A 380合金相比时，本发明的合金X展现出优异的断裂性能。 虽然合金X的延展性较高，但屈服应力对于每种合金是类似的。 样品的平均数据组如表3所示，并且可2
以看出合金X的描述抗断裂性的值较高。 例如，与A380合金组合物12.39KJ/m 的单位
2
扩展能量(UPE)相比，合金X的33.47KJ/m 的UPE值表示在170％的裂纹扩展期间能量吸收的增加。 此外，通过撕裂强度与屈服应力(0.2％屈服应力)之比给出的缺口敏感度指数显示了合金X的降低的敏感度(即较高的值)。 有趣的是，图4中A和B的比较曲线表明，尽管存在尖锐缺口，但开裂之前合金X(曲线B)中还是发生了一定程度的延性屈服。 表3中提供的两种条件下的产生能量值的对比也反应了这一点，表3中曲线A的产生能量是1.05N.m，而曲线B的产生能量是1.48N.m。通过撕裂强度和屈服应力(0.2％屈服应力)之比给出的缺口敏感度指数(TYR)显示了本发明合金的有益的降低敏感度。
以看出合金X的描述抗断裂性的值较高。 例如，与A380合金组合物12.39KJ/m 的单位
2
扩展能量(UPE)相比，合金X的33.47KJ/m 的UPE值表示在170％的裂纹扩展期间能量吸收的增加。 此外，通过撕裂强度与屈服应力(0.2％屈服应力)之比给出的缺口敏感度指数显示了合金X的降低的敏感度(即较高的值)。 有趣的是，图4中A和B的比较曲线表明，尽管存在尖锐缺口，但开裂之前合金X(曲线B)中还是发生了一定程度的延性屈服。 表3中提供的两种条件下的产生能量值的对比也反应了这一点，表3中曲线A的产生能量是1.05N.m，而曲线B的产生能量是1.48N.m。通过撕裂强度和屈服应力(0.2％屈服应力)之比给出的缺口敏感度指数(TYR)显示了本发明合金的有益的降低敏感度。
[0097] 图5显示了与根据本发明的相同合金X相比，与图3具有相同组成的A380合金在T6条件下的典型撕裂测试断裂曲线。在撕裂测试曲线图上标记为“A”的曲线是标称A380合金，标记为“B”的曲线是根据本发明的合金X。 与图3和图4一致，当与类似组成的A380合金相比时，本发明的合金X显示了优异的断裂性能。 合金X的屈服应力轻微地减少，虽然平均延展性较高(表3)。 表3中显示了样品数据组，并且可以看出本发明的合金数值一致且显著地较高。 此外，通过撕裂强度和屈服应力(0.2％补偿)之比给出的缺口敏感度指数显示了本发明的合金的有益的降低缺口敏感度。
[0098] 表4显示了在铸态、T4、T6和T7条件下测试的(如图3中)本发明的相同合金X组合物的撕裂测试和拉伸数据，但是当前仅是裂纹在垂直于金属流动(FT)方向行进与平行于金属流动(TF)方向行进的对比，如表3中所示。 通常，FT方向的断裂性能适度较高，并且表4中所示的F方向与表3中所示的T方向相比，拉伸延展性也稍微较高。在每种条件下测试五个撕裂测试样品和五个拉伸样品。
[0099] 表5显示了在铸态、T4和T6条件下测试的，在FT和F方向测试的，如图3中的本发明相同合金X的撕裂测试和拉伸数据。 在每种条件下测试五个撕裂测试样品和五个拉伸样品。 虽然表3和表4中所产生的数据是使用在门处在56m/s熔融速度下所生产的样品获得的，但表5中获得的数据产生于在门处在26m/s熔融速度下所生产的样品。在这二者货单(manifests)之间在部件品质方面的整体差别是，在56m/s下所生产的样品常常比在26m/s下所生产的那些优良。 通过比较表4与表5可以看出，在表5的实施例中的拉伸性能特别是延展性较低。 然而，由撕裂测试测定的断裂性能依然相对高。
[0100] 从表3、4和5，可以推测两个影响合金断裂性能的主要因素是组成和施加至合金的状态选择。 当前的延展性水平似乎并不与断裂性能强烈相关，但在相同状态条件下的进行对比时确实显示出某种关系。
[0101]
[0102]
[0103]
[0104] 由于表3中所检验两种合金之间的差别，因此进一步研究了它们的显微组织如图6所示。
[0105] 图6显示了各A380合金与图3至5中所使用的合金X组合物相比，在相同的铸态原状下高压模铸件中心的显微组织。 显微组织取自各个铸件中尽可能接近相同的位置，并且显示出类似的铝晶粒尺寸。两张显微照片都在相同的放大倍数下取得。图6(a)显示了A380合金铸件的显微组织，图6b显示了合金X的显微组织。 两种合金都同样通过冷腔高压模铸在门处在82m/s下的金属速度下生产。 特别令人惊奇的是，由固化共晶体形成的Si相在本发明的合金X中发生了显著的形貌改变。 尽管事实上在化学分析中没有已知Si改性剂的存在、加入或被检测到。
[0106] 图7显示了在铸态原状下高压模铸件中心的显微组织，类似于图6中所示的组合物，但当前是在更高放大倍数下。 再次比较常规A380合金与根据本发明的类似合金X。对于图6，显微照片取自各个铸件尽可能接近相同的位置，并且在相同的放大倍数下取得。图7显示了与图6类似的信息，但较高放大倍数的照片强调了常规A380合金显微组织与合金X的显微组织相比的差别。
[0107] 图8显示了高压模铸件在T6条件下的显微组织，所述模铸件由用于获得图3中所示数据的相同A380合金(图8a)和合金X(图8b)制备。 显微组织取自每个铸造测试工件的相同位置。 在图8b中在T6热处理条件下，将会观察到图7b所示的Si结构在T6热处理合金的显微组织中变成了较小的Si颗粒。 此外，现在含Fe相更容易被分辩。 在常规合金A380中，含Fe相主要是针状(一些被标有箭头)的。 对比之下，本发明合金中的含Fe相主要是非针状的并且大部分是小的多面体，其尺寸类似于球化的硅颗粒。这些细多面体在图8(b)中被标有箭头。 重要的是，基本上没有含Fe的蔷薇状共晶组织，片状物或针状物存在于本发明合金X的显微组织中。
[0108] 对图6和7所示的铸态原状下Si板状物形貌的改变以及图8所示的它们的不同尺寸类似于通过添加元素例如Sr、Na、P、Sb、Be或一些稀土元素所提供的一些已知效果，但是在当前合金中，在没有这些元素存在的情况下观察到该效果。 对于一些含稀土的铸造合金，已经报道了校正含Fe颗粒，将它们从针状变为小的多面体，以及改变存在的Si相形貌的组合效果，但本发明中并不存在稀土元素。
[0109] 图9显示了使用与图7所示那些方法类似的方法所制备的铸件显微组织，但现在将相同的A380合金与根据本发明的具有Al-8.8Si-0.56Fe-3.3Cu-0.36Mn-0.19Mg-0.07Ni-1.4Zn-(其它＜0.2)组成且与本发明中的Fe含量上限一致而且SF＝1.28的不同合金进行对比。 显微照片取自各个铸件尽可能接近相同的位置。
[0110] 相对于图9(a)中所示的A380合金，通过对合金化学组成的改变，图9(b)中所示的根据本发明的合金显微组织再次被改变。 然而，虽然本发明的合金没有在显微组织中形成含Fe的针状物，但由于较高的Fe含量，一些较大、无害、块状的含Fe-Mn相出现在显微组织中。
[0111] 如以上实施例所指出的那样，由于拉伸延展性不是断裂性能的最佳表示，因此还期望开发同时呈现高水平延展性和断裂韧性的合金。 并且，如上指出的那样，对于相同的状态条件，具有粗略的相关性证据。 通常，假设所有条件都是恒定的，并且样品都相同，合金的延展性确实允许可能不适于高抗断裂性应用的组成范围或限制的快速近似测定。 特别地，由于合金化学组成而出现的限制是重要的。
[0112] 图10显示了合金X的结果，其中将拉伸特性相对于在4至24小时之间在150℃下的时效时间绘制了曲线。 在这种情况中，从与用于获得图3中所示数据的相同合金制备计量长度为25mm且直径为5.55(±0.1mm)的圆柱形测试棒。 将这些棒首先在480℃下固溶处理15分钟，然后在时效开始之前用冷水淬火。在该图中，空心圆代表屈服应力(0.2％屈服应力)，空心菱形代表拉伸强度，而实心三角形显示了通过测定失效时的延伸率得到的延展性。 对于每个比较数据点，都测试五个拉伸样品。
[0113] 图11类似于图10，并且是图10的相同合金X的代表，但现在拉伸样品取自图2中所示的板材铸件，作为抗撕裂性测试的一部分。 试验点的标记与图10相同。 对于每个比较数据点，都测试五个拉伸样品。
[0114] 图12绘制了与图11相同的0.2％屈服应力和拉伸应力值，分别用空心圆和空心菱形表示，使用单位总能量(UTE)和单位扩展能量(UPE)(分别用实心三角形和实心方形表示)的值绘制。图10至12的对比表明，对于该合金X，存在与拉伸延展性和抗断裂性相关的初步趋势。 对于每个比较数据点，都测试五个拉伸样品和五个撕裂测试样品。
[0115] 从图11中可以看出，由于数据中呈现的高水平离散，因此对于相同的合金组合物，由板材机加工的拉伸样品仅展现出对合金断裂性能的弱相关性。然而，图10的结果(圆柱拉伸棒)确实似乎显示，相同的合金组合物对断裂性能(图12)具有适度更佳的相关性。
[0116] 表6至8显示了一系列合金的化学组成和它们分别在铸态、T4和T6条件下的对应拉伸性能。 对于表7的T4条件和表8的T6条件，在490℃下进行15分钟固溶处理，随后通过冷水淬火。通过在25℃保持14天准备T4条件，并且T6状态涉及在150℃时效24小时。 对于表7和8中的合金3，如表中所示，还测试了480℃的固溶处理温度。
[0117] 表6揭示了所检验的不同合金在拉伸延展性方面的细微差别。 合金1和合金3的对比显示延展性方面仅有较小的变化，该延展性从4.1升高至6.1％，还显示了在0.2％屈服应力方面的一些降低。 合金1与合金2，或合金3与合金4、5和6的对比显示了在铸态原状下Mg含量从～0.1增加至～0.3wt％趋向于增加0.2％屈服强度并轻微地降低延展性。 至于合金1和3，它们对应于表3中所比较的两种合金。
[0118] 合金3与合金7的比较显示，增加的Cu含量还趋向于降低延展性。 至于合金1和合金2，或合金3与合金4，合金7与合金8的比较还显示了随着Mg含量的改变而降低的延展性。
[0119]
[0120]
[0121]
[0122] 表7显示，与表6中所示相比，合金3与合金1的对比显示了在T4条件下延展性方面的较大差别。这也与表3中所示相同两种合金的撕裂测试结果一致。 此处，对这两种合金而言，0.2％屈服应力与UTS是类似的。 注意到在Cu和Mg含量方面具有与表6中铸态结果类似的趋势。
[0123] 表8显示，在T6条件下，合金3和合金1各自的延展性具有微小的差别。 该结果与表7中所示的相同两种合金的结果，以及表3中所示的撕裂测试结果一致。 表8中所示结果证实了表6中表现出的趋势，因此优选地避免增加的Mg含量大于0.25％，并且增加的Cu含量还在延展性方面产生一些降低。
[0124] 从表6至8，据此可以测定一些元素的上限。例如，合金6的结果表明在任何可能的情况下，优选地应当省略或最小化Sr。 当在0.1％左右时，Mg含量是最佳的。 当低于3.5％时，Cu含量是最佳的，并且当Cu水平降低至低于3％时是更好的。 为了证实一些热处理响应是可能的，Cu水平可以保持在高于1％。 在T4和T6处理条件下，与所检验的其它合金相比，合金3和7是优选的。
[0125] 虽然对包括在表6至8中的这些合金组合物中的一些而言，如图7至9所示的对Si相的形貌改变是期望的，但明显的是，它不仅仅是改变Si并优化产生最佳性能的Fe和Mn浓度。
[0126] 联系表6至8的结果，注意到与本发明有关的合金化学组成的关系是重要的。合金1具有1.18的熔渣因子，但是就Fe和Mg含量而言在本发明的限度之外。合金2类似于合金1，具有1.14的熔渣因子，但是就Fe和Mn含量以及Mg含量而言都在本发明的限度之外。 合金3在本发明的限度之内，并且具有1.22的熔渣因子。 合金4具有1.26的熔渣因子，但是就Mg含量而言在本发明的限度之外。合金5类似于合金4，具有1.22的熔渣因子，并且就Mg含量而言在本发明的限度之外。合金6类似于合金5，具有1.28的熔渣因子，并且就Mg和Sr含量而言都在本发明的限度之外。 合金7在本发明的限度之内，并且具有1.6的熔渣因子。合金8就Mg含量而言在本发明的限度之外，并且具有1.46的熔渣因子。 合金9类似于合金8，具有1.23的熔渣因子，且就Mg含量而言在本发明的限度之外。
[0127] 对于被热处理的合金，优选的Mg下限理想地是0.0％，但是在这点上，还发现了一些令人惊讶的结果。 表9至11显示了其中Mg、Cu、Zn和Ti含量不同的一系列合金组合物的拉伸结果。表9至11中的所有合金都在本发明的范围之内。对于这些合金，令人惊讶的是，对于0.02％左右的非常低的Mg含量，尽管时效硬化元素例如Cu存在，通过热处理仍没有观察到拉伸性能的改进。Zn的加入似乎轻微地降低延展性，而Ti的加入似乎抵消了此效果，轻微地增加了延展性。 所有合金在T4条件下，延展性最高。 这些合金在铸态原状下也显示了相对高的延展性。 虽然期望这些合金展现出优异的抗断裂性，但是减少的强度将限制它们的潜在应用。
[0128] 合金13和14所示的结果强调了优化Mg含量的重要性，从而获得优良的硬化响应，同时保持足够延展性。 然而值得注意的是，当强度不比高水平的能量吸收重要时，即使没有显示出时效硬化响应的合金也可以发现一系列应用。
[0129]
[0130]
[0131]
[0132] 为了对此进行进一步检验，测试具有Al-7.2Si-0.23Fe-1.8Cu-0.49Mn-0.07Mg-0.43Zn-0.05Ti-(其它总计＜0.2)组成的不同铸造形状的样品(拉伸疲劳测试棒)，并且发现通过热处理还显示了良好的时效硬化响应，显示了提高的T6拉伸性能和高延展性。
[0133] 因此，对于本发明合金的热处理条件，Mg含量理想地高于0.03％并小于0.26％，并且优选地在0.05至0.15的范围以保证合金对热处理的良好响应，而不导致延展性的任何显著降低。
[0134] 表12至14显示了Mg含量以递增的方式从0.005Mg逐渐增加至0.22的一系列11种合金的结果。 所有合金都在本发明的范围之内。 如前，对每种合金在每个检验条件下进行5次拉伸测试。 表12显示了铸态原状的结果，表13显示了T4条件的结果，表14显示了T6条件的结果。 表12显示，对于所检验的11种合金，铸态原状下的拉伸性能具有微小变化。表13显示，对于T4状态，结果完全不同。与铸态原状相比，合金
15和16没有显示出任何对于拉伸屈服应力(0.2％屈服应力)的优势，但是拉伸延展性近似加倍。与铸态原状相比，当Mg含量高于0.05wt％Mg时，合金17至25都显示了屈服应力(0.2％屈服应力)的改进和高水平延展性方面。 合金18至23都显示了类似水平的延展性，并且合金24至25显示了较低水平的延展性。
15和16没有显示出任何对于拉伸屈服应力(0.2％屈服应力)的优势，但是拉伸延展性近似加倍。与铸态原状相比，当Mg含量高于0.05wt％Mg时，合金17至25都显示了屈服应力(0.2％屈服应力)的改进和高水平延展性方面。 合金18至23都显示了类似水平的延展性，并且合金24至25显示了较低水平的延展性。
[0135] 表14显示，对于表13而言，含非常低Mg水平的合金(例如合金15和16)对热处理没有有效响应。 合金17至25都显示了良好水平的T6处理的拉伸性能。 合金17至23都显示了优化拉伸延展性同时保持对热处理的良好响应。
[0136]
[0137]
[0138]
[0139] 此外，表9至12所示的铸态合金的对比给出了Si含量的优选限度的指示。对于表9，当Si水平在7至8％之间时，延展性为从7.4至9.8％。 对于表12，Si含量较高，约从10至10.5wt％，且延展性值较低，在4.2至5.3％。
[0140] 表15显示了在本发明范围内的一系列7种合金(合金26至32)的组成。 合金26至32用于撕裂和拉伸性能的测定(结果在表16至19中显示)。Cu含量发生了主要变化，以递增方式从1.82％Cu变化至3.12％Cu。 表16显示了铸态原状的结果。 表17至
19分别显示了T4条件、T6条件和不足时效T6条件(UA)的结果，并且在每种情形中，在固溶处理和淬火之后，使合金在150℃下时效6小时。 在淬火之前所有T4、T6和UA样品都在480℃下进行固溶处理。如前，对于每种合金在每个所检验的条件中都制备五个拉伸测试样品和五个撕裂测试样品。
19分别显示了T4条件、T6条件和不足时效T6条件(UA)的结果，并且在每种情形中，在固溶处理和淬火之后，使合金在150℃下时效6小时。 在淬火之前所有T4、T6和UA样品都在480℃下进行固溶处理。如前，对于每种合金在每个所检验的条件中都制备五个拉伸测试样品和五个撕裂测试样品。
[0141] 表16中显示了对于从板材机加工的样品以及在T方向进行测试的合金26至32的拉伸结果，这些结果显示出铸态原状中0.2％屈服应力随Cu含量适中增加，同时在所检验的组合物中拉伸延伸率并没有明显改变。在所测试的7种合金中，在TF方向测试的板材的撕裂强度也没有明显改变，尽管当Cu含量增加时单位扩展能量确实减少。 类似地，撕裂与屈服应力的比值从合金26与27的1.73下降至合金32的1.54。
[0142] 表17显示了与表16相关的结果，但表17的结果对应于处理至T4状态的材料，该材料是从板材机加工的样品并且是在T方向(拉伸)或TF方向(撕裂)测试的合金26至32。 在这种情形中，0.2％屈服应力随Cu含量更明显地增加，从合金26的150MPa较低值增加至合金32的196MPa较高水平。在合金31的撕裂强度降低至317MPa的较低水平之前，合金27至30的撕裂强度随Cu含量增加从305MPa增加至343MPa。 然后随着Cu的进一步添加，其仅有微小改变，合金32仅增加至321MPa。 随Cu水平不同，UPE2 2
值的变化较显著，从合金26的54.63KJ/m 降低至合金32的34.5KJ/m。 撕裂与屈服之比从合金26的2.05的较高水平降低至合金32的1.64的较低水平。
值的变化较显著，从合金26的54.63KJ/m 降低至合金32的34.5KJ/m。 撕裂与屈服之比从合金26的2.05的较高水平降低至合金32的1.64的较低水平。
[0143] 表18显示了与表16和17相关的结果，但现在对应于处理至T6状态的材料，该材料是从板材机加工的样品并且是在T方向(拉伸)或TF方向(撕裂)测试的合金26至32。 此处，0.2％屈服应力随Cu含量增加而从合金26的217MPa增加至合金32的
304MPa。合金26至30的撕裂强度高于300MPa，然而合金31和32下降至低于300MPa。
2
UPE值随增加的Cu含量而单调降低，从合金26的29.45KJ/m 降至合金32的9.72KJ/
2
m。 类似地，对于合金26撕裂与屈服之比再次获得其最高值1.45，然后对于合金31和
32下降至小于1的值。
304MPa。合金26至30的撕裂强度高于300MPa，然而合金31和32下降至低于300MPa。
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UPE值随增加的Cu含量而单调降低，从合金26的29.45KJ/m 降至合金32的9.72KJ/
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m。 类似地，对于合金26撕裂与屈服之比再次获得其最高值1.45，然后对于合金31和
32下降至小于1的值。
[0144] 表19显示了与表16至18相关的结果，但现在对应于处理至时效不足T6状态的材料，该材料是从板材机加工的样品并且是在T方向(拉伸)或TF方向(撕裂)测试的合金26至32。 此处，尽管热处理工序有所不同，然而拉伸结果非常类似于表17中所示的T4状态的结果，因为T4处理材料在25℃保持14天，而UA处理材料在150℃下保持6小时。 UA处理材料的撕裂强度值都高于300MPa。 类似于表17中所示的T4处理的合金，UPE值随Cu含量增加而单调降低。 对于合金26撕裂与屈服之比再次获得其最高值
1.95，并且对于合金32降低至1.49的较低值。
1.95，并且对于合金32降低至1.49的较低值。
[0145]
[0146]
[0147]
[0148]
[0149]
[0150] 表20显示了本发明范围内的一系列不同添加的合金组成(合金33-36)，其用于确定撕裂和拉伸性能。
[0151] 表21显示了合金33的撕裂和拉伸测试结果，并且类似地相应于表9至11中合金10所示的用于拉伸结果的组成，都由相同的基本铸锭材料制备。 在每种条件下测试5个拉伸样品和5个撕裂测试样品。 拉伸测试在T方向且撕裂测试在TF方向。 如表9至11中所示的此组成一样，合金对其屈服应力显示出极小的热处理响应或没有热处理响应。
然而，热处理显示出对此合金抗断裂性显著和重要的优势。 此合金的撕裂强度随热处理轻微改变，但是断裂期间，特别是在UPE中的能量吸收得到极大地提高。 此外，T4、T6和UA状态的UPE之间差别较小，产生此结果的原因是合金没有展现出显著的热处理响应。 热处理条件的产生能量也显著优于铸态原状，因为尽管撕裂测试样品中存在尖锐缺口，材料在裂纹产生之前仍较多地屈服。 对于所有条件，撕裂与屈服之比都非常高，尤其是T4和UA材料，其中该值大于2.5。
然而，热处理显示出对此合金抗断裂性显著和重要的优势。 此合金的撕裂强度随热处理轻微改变，但是断裂期间，特别是在UPE中的能量吸收得到极大地提高。 此外，T4、T6和UA状态的UPE之间差别较小，产生此结果的原因是合金没有展现出显著的热处理响应。 热处理条件的产生能量也显著优于铸态原状，因为尽管撕裂测试样品中存在尖锐缺口，材料在裂纹产生之前仍较多地屈服。 对于所有条件，撕裂与屈服之比都非常高，尤其是T4和UA材料，其中该值大于2.5。
[0152] 表22显示了合金34的撕裂和拉伸测试结果，该结果类似于表15中的合金26。在每种测试条件下测试五个拉伸样品和五个撕裂测试样品。 拉伸测试在T方向，而撕裂测试在TF方向。 在T4状态下，合金显示出与铸态原状类似的0.2％屈服应力和UTS水平，但是失效延伸率基本上从4.9％增加至9％。 对于T6状态，0.2％屈服应力升高至216MPa，同时UTS仅少量地变化至309MPa。 与T4状态相比，失效延伸率降低为
4.5％。 在所有检验状态下，合金34的撕裂强度值相对高，这与表16至18中合金26的数据一致。 然而，与T6状态下的合金26相比，合金34在T6条件下的撕裂强度更好。
对于分别相同的状态，合金26与34之间的撕裂与屈服之比也是类似的。合金34与合金
26相比，所有状态下检验的UPE值也较高。
4.5％。 在所有检验状态下，合金34的撕裂强度值相对高，这与表16至18中合金26的数据一致。 然而，与T6状态下的合金26相比，合金34在T6条件下的撕裂强度更好。
对于分别相同的状态，合金26与34之间的撕裂与屈服之比也是类似的。合金34与合金
26相比，所有状态下检验的UPE值也较高。
[0153]
[0154]
[0155]
[0156] 表23显示了合金35的撕裂和拉伸测试结果。合金35类似于合金34，但不同的是Mg水平轻微地增加，且Cu水平轻微地减少。在每种条件下测试五个拉伸样品和五个撕裂测试样品。类似于合金34，当与铸态原状相比时，T4状态下的合金35在拉伸0.2％屈服应力和UTS方面仅有小的改变。 然而，与其它两种所检验的条件相比，失效延伸率得到改善。 拉伸测试在T方向，且撕裂测试在TF方向。 T6状态下，合金35的热处理响应再次良好。 合金34和合金35在它们分别的状态下的撕裂强度之间具有微小差别，然而在T4和T6状态下，合金35的撕裂与屈服之比降低。 类似地，与合金34相比，合金35的UPE值也轻微地降低。 合金35的整体抗断裂性轻微地小于合金34。
[0157] 表24显示了合金36的撕裂和拉伸测试结果。 合金36类似于合金35，但不同之处是Mg水平再次轻微地增加，且Cu水平再次轻微地降低。在每种条件下测试五个拉伸样品和五个撕裂测试样品。 合金36中所发展的拉伸性能水平再次类似于合金34和35在铸态和T4条件下的那些，尽管当Mg水平升高时，在三种合金中都有轻微增加。 类似地，与增加的Mg含量一致，三种合金组合物的拉伸0.2％屈服应力都轻微地升高。 TYR水平再次在该较高的Mg含量处轻微地降低。 合金36的主要差别出现在T6状态的UPE值方面，此时尽管拉伸性能的水平类似，但裂纹扩展期间的能量吸收更显著地减少。 这趋于表明，在0.23％Mg的水平下，抗断裂性接近于其优选上限。
[0158]
[0159]
[0160] 图13比较了四种常规HPDC合金与本发明的新合金在铸态和热处理(T4或T6)条件下的屈服应力值(0.2％屈服应力)和单位扩展能量。 本发明新合金的数据对应于合金26至36的值。常规HPDC合金是Al-Si-Cu合金A380(US规范)、C380(US规范)，ADC12(JIS规范)和AK9M2(CIS规范)。 在铸态下，通过线A显示了合金的屈服应力(0.2％屈服应力)和单位扩展能量。 热处理至T4或T6状态，通过线B显示了四种常规合金的屈服应力(0.2％屈服应力)和单位扩展能量。 对于铸态的系列新研发合金，屈服应力(0.2％屈服应力)和单位扩展能量通过线C显示。 对于热处理至T4或T6条件的系列新研发合金，屈服应力(0.2％屈服应力)和单位扩展能量通过线D显示。 对于给定的0.2％屈服应力水平，本发明的合金与常规合金相比，裂纹扩展期间的能量吸收显著较高。 然而，对于本发明的合金，在屈服强度(0.2％屈服应力)的较高一端所述差别被最小化，这对应于含3.2％Cu的合金32的T6条件，表明在T6条件下高于此Cu浓度几乎得不到益处。 然而，在T4状态下，在此Cu水平下，高于相对的常规合金，断裂期间对能量吸收而言仍能获得益处。
[0161] 在上面的实施例中，详述了本发明合金关键合金化元素的上限和下限。
[0162] 最后，应当理解，可以对先前所述部分的结构和设置引入各种改变、修饰和/或添加而不背离本发明精神或范围。
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