分案相關(guān)信息

本申請是最早優(yōu)先權(quán)日為2011年10月28日、發(fā)明名稱為“高性能alsimgcu鑄造合金”的中國發(fā)明專利申請(中國專利申請?zhí)枮?01280056407.5，相應(yīng)的pct國際申請?zhí)枮閜ct/us2012/062250，國際申請日為2012年10月26日)的分案申請。

相關(guān)申請的交叉引用

本申請要求美國臨時申請nos.61/628,320和61/628,321的權(quán)益，每份文獻(xiàn)公開的全部內(nèi)容通過引用并入本文。

本發(fā)明涉及鋁合金，更具體地說，涉及用于制造鑄件產(chǎn)品的鋁合金。

背景技術(shù)：

鋁合金由于高性能重量比、有利的耐腐蝕性和其他因素而得到廣泛應(yīng)用，例如用于汽車和航空工業(yè)。過去已經(jīng)提出了多種鋁合金，該鋁合金具有關(guān)于重量、強(qiáng)度、可鑄性、耐腐蝕性和成本等的特征性能組合。對合金進(jìn)行改進(jìn)以呈現(xiàn)出改進(jìn)的性能組合(例如，使合金更適合于一種或多種應(yīng)用)仍然是所希望的。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本公開主題涉及改進(jìn)的鋁鑄造合金(也稱作鑄造合金(foundryalloys))和其制造方法。更具體地說，本申請涉及含有下列元素的鋁鑄造合金：8.5-9.5重量％的硅，0.5-2.0重量％的銅(cu)和0.27-0.53重量％的鎂(mg)，其中，所述鋁鑄造合金包括滿足4.7≤(cu+10mg)≤5.8的銅和鎂，至多5.0重量％的鋅，至多1.0重量％的銀，至多0.30重量％的鈦，至多1.0重量％的鎳，至多1.0重量％的鉿，至多1.0重量％的錳，至多1.0重量％的鐵，至多0.30重量％的鋯，至多0.30重量％的釩，至多0.10重量％的鍶、鈉、銻和鈣中的一種或多種，和每種均≤0.04重量％且總量≤0.12重量％的其他元素，余量為鋁。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包括1.35-2.0重量％的銅和0.27-0.445重量％的鎂。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包括0.5-0.75重量％的銅和0.395-0.53重量％的鎂。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包括0.75-1.35重量％的銅和0.335-0.505重量％的鎂。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包括滿足5.0≤(cu+10mg)≤5.5的銅和鎂。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包括滿足5.1≤(cu+10mg)≤5.4的銅和鎂。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含≤0.25重量％的鋅。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.5重量％到5.0重量％的鋅。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含≤0.01重量％的銀。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.05-1.0重量％的銀。

在一種方案中，該鋁鑄造合金在th進(jìn)行固溶熱處理，然后冷水淬火，其中th(℃)＝570-10.48*cu-71.6*mg-1.3319*cu*mg-0.72*cu*cu+72.95*mg*mg，基于以重量％計的mg和cu含量，在由以下的下限值和上限值限定的范圍內(nèi)，即，下限值th:tq＝533.6-20.98*cu+88.037*mg+33.43*cu*mg-0.7763*cu*cu-126.267*mg*mg，上限值th:ts＝579.2-10.48*cu-71.6*mg-1.3319*cu*mg-0.72*cu*cu+72.95*mg*mg。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.1-0.12重量％的鈦。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.12-0.14重量％的釩。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.08-0.19重量％的鋯。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.14-0.3重量％的錳。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.15-0.57重量％的鐵。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.1-0.12重量％的釩。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.11-0.13重量％的鋯。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.27-0.3重量％的鎳。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.15-0.33重量％的鐵。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.03-0.15重量％的錳。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.05-0.2重量％的鉿。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.1-0.12重量％的釩。

在一種方案中，該鋁鑄造合金包含0.012-0.04重量％的鋯。

在一種方案中，一種選擇固溶溫度的方法包括以下步驟：

(a)計算鋁合金中所有可溶解的組成相的形成溫度，并確定具有最高形成溫度的可溶解的組成相；

(b)計算鋁合金的平衡固相線溫度；

(c)在成分空間(compositionalspace)內(nèi)限定一個區(qū)域，在該區(qū)域內(nèi)可溶解的組成相的最高形成溫度在固相線溫度以下至少10℃；以及

(d)在所限定的區(qū)域內(nèi)選擇固溶溫度。

在一種方案中，所述組成相是在固溶過程中形成的相。

在一種方案中，所確定的步驟a-d包括以下步驟：

(a)計算所有可溶解的、由al、cu、mg和si所構(gòu)成的組成相的形成溫度，并確定具有最高形成溫度的可溶解的組成相；以及

(b)計算由al、cu、mg、si和所有其他合金元素所構(gòu)成的合金的固相線溫度；以及

(c)在al-cu-mg-si的空間內(nèi)限定一個區(qū)域，在該區(qū)域內(nèi)可溶解的組成相的最高形成溫度在固相線溫度以下至少10℃；以及

(d)在所限定的區(qū)域內(nèi)選擇固溶溫度。

在一種方案中，所述可溶解的組成相是q-alcumgsi，mg2si，al2cu、s-alcumg等，并且所述具有最高形成溫度的可溶解的組成相是alsimgcu合金中的q-alcumgsi相。

在一種方案中，所述可溶解的組成相的形成溫度和固相線溫度由計算熱力學(xué)確定。

在一種方案中，利用pandat^tm軟件和panaluminum^tm數(shù)據(jù)庫計算所述可溶解的組成相的形成溫度和固相線溫度。

在一種方案中，通過將合金加熱至在所有可溶解的組成相的形成溫度以上但在計算的固相線溫度以下的溫度對合金進(jìn)行熱處理。

在一種方案中，所述合金是alsimgcu合金，并且所述具有最高形成溫度的可溶解的組成相是q-alcumgsi相。

在一種方案中，一種制備合金的方法包括以下步驟：

(a)確定合金中存在的可溶解的組成相；

(b)確定熱處理期間促進(jìn)可溶解的組成相固溶的溫度范圍；

(c)允許合金凝固；

(d)將所述凝固的合金加熱至步驟(b)中所確定的范圍內(nèi)且在所述合金的固相線溫度以下的溫度。

在一種方案中，所述合金中以相對重量％的量計的第一元素組分和第二元素組分有利于合金的性能，以及有利于確定合金中所有可溶解的組成相的形成溫度并且有利于進(jìn)一步包含以下步驟：確定受第一和第二元素組分影響的合金的目標(biāo)性能范圍；確定第一和第二元素組分的相對重量％量的范圍，其在確定溫度范圍的步驟(b)之前提供目標(biāo)性能范圍。

在一種方案中，在alsimgcu合金中，所述第一元素組分是cu并且第二元素組分是mg。

附圖說明

圖1是在al-cu-mg-si體系中涉及(al)和液相的相平衡的圖示。

圖2是cu的添加對al-9％si-0.4％mg-0.1％fe合金的凝固路徑的影響的圖示。

圖3是在al-9％si-0.4％mg-0.1％fe-x％cu合金中，cu的含量對相分?jǐn)?shù)的影響的圖示。

圖4是cu和mg的含量對al-9％si-mg-cu合金的q-相形成溫度的影響的圖示。

圖5是mg和cu的含量對al-9％si-mg-cu合金的平衡固相線溫度的影響的圖示。

圖6是mg和cu的含量對al-9％si-mg-cu合金的平衡固相線溫度(ts)和q-相形成溫度(tq)的影響的圖示。

圖7是鋅和硅對al-x％si-0.5％mg-y％zn合金的流動性的影響的圖示。

圖8是在200x放大倍率下的sem(掃描電子顯微照片)，示出了球形si顆粒和未溶解的含fe顆粒。

圖9a-b是在所研究的合金中含有未溶解的fe顆粒的照片。

圖10a-d是時效條件對al-9si-0.5mg合金的拉伸性能的影響的圖示。

圖11a-d是cu對al-9％si-0.5％mg合金的拉伸性能的影響的圖示。

圖12a-d是cu和zn對al-9％si-0.5％mg合金的拉伸性能的影響的圖示。

圖13a-d是mg的含量對al-9％si-1.25％cu-mg合金的拉伸性能的影響的圖示。

圖14a-d是ag對al-9％si-0.35％mg-1.75％cu合金的拉伸性能的影響的圖示。

圖15a-d是在高溫下經(jīng)過不同時效時間的六種合金的拉伸性能的圖示，如本公開中所描述的那樣。

圖16是在高溫下經(jīng)過不同時效時間的五種合金的夏比(charpy)沖擊能(cie)對屈服強(qiáng)度的圖示。

圖17是在155℃下時效15小時的所選合金的s-n疲勞曲線的圖示。光滑，軸向；應(yīng)力比＝-1。

圖18是在155℃下時效60小時的所選合金的s-n疲勞曲線的圖示。光滑，軸向；應(yīng)力比＝-1。

圖19a-d至圖23a-d是鑄態(tài)、加工并且在高溫下經(jīng)過兩種不同時間周期的時效五種合金樣品在6小時astmg110后其截面的光學(xué)顯微照片。

圖24是經(jīng)過不同時間周期時效的所選合金在6小時g110試驗(yàn)后對鑄態(tài)表面和加工表面的侵蝕深度的圖示。

圖25是al-9si-mg-cu合金的mg和cu的含量與強(qiáng)度和延展性相關(guān)性的圖示。

圖26是將特定合金(合金9)暴露至高溫后其拉伸性能的圖示。

圖27a和27b是將合金9暴露至高溫前其樣品截面的掃描電子顯微照片。

圖28a-e是將合金9暴露至高溫后其截面的一組掃描電子顯微照片，其與合金9和a356合金的拉伸性能的圖有關(guān)。

圖29是不同金屬室溫屈服強(qiáng)度的圖示。

圖30是不同金屬在暴露至175℃之后的屈服強(qiáng)度的圖示。

圖31是不同金屬在暴露至300℃之后的屈服強(qiáng)度的圖示。

圖32是不同金屬在暴露至300℃之后的屈服強(qiáng)度的圖示。

圖33是不同金屬在暴露至300℃之后的屈服強(qiáng)度的圖示。

圖34是不同金屬在暴露至300℃之后的屈服強(qiáng)度的圖示。

具體實(shí)施方式

實(shí)例1：高性能alsicumg鑄造合金

1.1基于計算熱力學(xué)的合金開發(fā)方法

為了改進(jìn)al-si-cu-mg鑄造合金的性能，使用了一種新型合金設(shè)計方法，并且如下所述：

在al-si-cu-mg鑄造合金中，提高cu的含量能夠提高合金的強(qiáng)度，這是由于更多量的θ’-al2cu和q'沉淀，但卻降低了延展性，尤其是如果未溶解的組分q-相的含量提高。圖1示出了al-cu-mg-si四元體系的計算相圖，如在x.yan，thermodynamicandsolidificationmodelingcoupledwithexperimentalinvestigationofthemulticomponentaluminumalloys.universityofwisconsin-madison,2001中所示，其全部內(nèi)容通過引用并入本文。圖1示出了在三元體系中的三相平衡和四相平衡四元單變線。點(diǎn)a、b、c、d、e和f是四元體系中五相不變點(diǎn)。點(diǎn)t1到t6是三元體系中四相不變點(diǎn)，并且點(diǎn)b1、b2和b3是二元體系中三相不變點(diǎn)。在凝固過程中形成q-相(alcumgsi)組分顆粒對于含有cu的al-si-mg合金通常是不可避免的，因?yàn)閝-相參與了共晶反應(yīng)(不變點(diǎn)反應(yīng)b)。如果在固溶熱處理過程中這些含cu的q-相顆粒不能被溶解，則cu的強(qiáng)化作用將降低，而且鑄件的延展性也將受損。

為了使未溶解的q-相(alcumgsi)最小化/消除并且使固溶強(qiáng)化/沉淀強(qiáng)化最大化，合金成分、固溶熱處理和時效處理應(yīng)該得到優(yōu)化。根據(jù)本公開，使用熱力學(xué)計算來選擇合金成分(主要是cu和mg的含量)和用于避免未溶解的q-相顆粒的固溶熱處理。pandat熱力學(xué)模擬軟件和panaluminum數(shù)據(jù)庫有限責(zé)任公司，computherm，pandat軟件和panaluminum數(shù)據(jù)庫。http://www.computherm.com用于計算這些熱力學(xué)數(shù)據(jù)。

本公開的發(fā)明人意識到將cu添加到al-si-mg鑄造合金中將改變凝固順序。圖2示出了1％cu(在本文中所有的成分都以重量百分比計)對于al-9％si-0.4％mg-0.1％fe的凝固路徑的預(yù)期影響。更具體地說，隨著1％cu的添加凝固溫度范圍明顯增加，這是由于在較低溫度下形成含cu相。對于al-9％si-0.4％mg-0.1％fe-0.1％cu合金，q-alcumgsi在大約538℃形成，并且θ-al2cu相在大約510℃形成。每種組成相的體積分?jǐn)?shù)和它們的形成溫度也都受cu的含量影響。

圖3示出了在al-9％si-0.4％mg-0.1％fe-x％cu合金中cu含量對相分?jǐn)?shù)的預(yù)期影響。隨著cu含量增加，θ-al2cu和q-alcumgsi的量增加，而mg2si和π-alfemgsi的量減少。在含有多于0.7％cu的合金中，在凝固過程中將不形成mg2si相。如果cu的含量多于0.7％，在合金中q-alcumgsi的量也由mg的含量所限定。

在al-9％si-mg-cu合金中，q-alcumgsi相的形成溫度(tq)是cu和mg的含量的函數(shù)。組成相的“形成溫度”被定義為這樣的溫度，即，在該溫度下組成相開始從液相形成。圖4顯示cu和mg的含量對q-alcumgsi相的形成溫度的預(yù)期影響。q-alcumgsi相的形成溫度隨著cu含量的增加而降低；而隨著mg含量的增加而升高。

根據(jù)本公開，為了完全溶解所有的鑄態(tài)q-alcumgsi相顆粒，需要將固溶熱處理溫度(th)控制在q-alcumgsi相的形成溫度以上，即，th>tq。為了避免重熔，固溶熱處理溫度的上限是平衡固相線溫度(ts)。作為一種實(shí)際的措施，將固溶熱處理溫度控制在固相線溫度以下至少5到10℃，以避免局部熔融和產(chǎn)生本領(lǐng)域中已知的薔薇狀冶金缺陷。因此，在實(shí)際中建立了下述關(guān)系式：

ts-10℃>th>tq(1)

根據(jù)本公開，為了達(dá)到該標(biāo)準(zhǔn)，應(yīng)當(dāng)選擇合金成分(主要是cu和mg含量)以使得q-alcumgsi相的形成溫度低于固相線溫度。圖5示出cu和mg含量對al-9％si-cu-mg合金的固相線溫度的預(yù)期影響。正如預(yù)期的，固相線溫度隨著cu和mg含量的增加而降低。應(yīng)當(dāng)注意的是，mg含量提高了q-alcumgsi相的形成溫度卻降低了固相線溫度，如圖6所表明的那樣。在圖6中，q-alcumgsi相的形成溫度表面和(ts-10℃)表面(在固相線溫度以下10℃表面)重疊。這兩個表面沿著曲線a-b-c相交。滿足等式(1)的標(biāo)準(zhǔn)的區(qū)域是在曲線a-b-c的右邊，即，tq<ts-10℃。曲線a-b-c到cu-mg成分面的投影產(chǎn)生優(yōu)選的成分邊界的中心線(cu+10mg＝5.25)，如圖25所示。下邊界線(cu+10mg＝4.73)被定義為q-alcumgsi相形成溫度表面和(ts-15℃)表面(在固相線溫度以下15℃的表面)的交線。上邊界線(cu+10mg＝5.78)被定義為q-alcumgsi相形成溫度表面和(ts-5℃)表面(在固相線溫度以下5℃的表面)的交線。對al-0.9％si-0.1％fe-x％cu-y％mg合金來說，當(dāng)cu和mg含量被控制在這些界線內(nèi)時，q-alcusimg相顆粒在固溶熱處理過程中能完全溶解。

根據(jù)本公開，使合金強(qiáng)度和延展性最大化的優(yōu)選的mg和cu含量在圖25中示出。

mg和cu含量的優(yōu)選關(guān)系被定義為：

cu+10mg＝5.25(0.5<cu<2.0)。

上邊界線是cu+10mg＝5.8，下邊界線是cu+10mg＝4.7。

前述方案允許通過下述方式選擇固溶溫度，即，(i)計算鋁合金中所有可溶解的組成相的形成溫度；(ii)計算鋁合金的平衡固相線溫度；(iii)在al-cu-mg-si空間內(nèi)限定一個區(qū)域，在該區(qū)域內(nèi)所有可溶解的組成相的形成溫度是在固相線溫度以下至少10℃。al-cu-mg-si空間由al、cu、mg和si中的每種元素的相對百分比(％)組成和相對組成范圍內(nèi)相關(guān)聯(lián)的固相線溫度限定。對于給定的合金種類，例如al-cu-mg-si，該空間由與感興趣的兩種元素(例如cu和mg)的相對組成相關(guān)聯(lián)的固相線溫度限定，這兩種元素被認(rèn)為與其對合金重要性能(諸如拉伸性能)的影響有關(guān)。另外，可以選擇減少特定相的存在的固溶溫度，例如對重要性能(諸如拉伸性能)有負(fù)面影響的這些相。例如鑄造后，可以通過將合金加熱到這樣的溫度進(jìn)行熱處理，即，該溫度在計算的固溶熱處理后需要完全溶解的相(例如q-alcumgsi相)的形成溫度以上但在計算的平衡固相線溫度以下。通過計算熱力學(xué)確定在固溶熱處理后需要完全溶解的相的形成溫度和固相線溫度，例如使用可從威斯康星州麥迪遜市(madison，wi)computherm有限責(zé)任公司購得的pandat^tm軟件和panaluminum^tm數(shù)據(jù)庫。

1.2用于拉伸試棒鑄件的成分選擇

基于前述分析，表3給出了所選擇的幾種mg和cu含量組合。另外，本發(fā)明人的研究已經(jīng)表明將高于3重量％濃度的鋅添加到al-si-mg-(cu)合金中能夠提高合金的延展性和強(qiáng)度。如圖7所示，鋅也能提高al-si-mg合金的流動性。因此，鋅(4重量％)的添加也得到了評估。l.a.angers,developmentofadvancedi/m2xxxalloysforhighspeedciviltransportapplications,alloytechnologydivisionreportno.ak92,1990-04-16還報道了ag的添加能加速高含cu量(>大約1.5重量％)的鋁合金時效硬化，并且提高室溫和高溫下的拉伸性能。在更高cu含量(例如1.75重量％)的合金中也包含添加的ag。因此，選擇10種合金成分用于評估。表3中給出了三種合金的目標(biāo)成分。應(yīng)當(dāng)指出的是，表3中的合金1是基線合金a359。

表3.目標(biāo)成分

使用改進(jìn)的astm拉伸試棒模具用于鑄造。在標(biāo)準(zhǔn)尺寸部分(gaugesection)使用潤滑脫模劑，而在空腔其余部分使用絕緣脫模劑。對于每種合金鑄造30件鑄件。平均循環(huán)時間大約為兩分鐘。以下表4列出了所研究的實(shí)際成分。

表4.實(shí)際成分

實(shí)際成分非常接近于目標(biāo)成分。表5給出了鑄件中氫的含量(單項(xiàng)試驗(yàn))。

表5.鑄件中氫的濃度

注：使用多孔噴槍對合金3除氣；使用旋轉(zhuǎn)脫氣器對所有的其他合金除氣。

1.3根據(jù)cu和mg優(yōu)選的固溶熱處理溫度

為了溶解所有的q-alcumgsi相顆粒，固溶熱處理溫度應(yīng)該高于q-alcumgsi相形成溫度。表6列出了使用所研究的10種合金的目標(biāo)成分計算得到的最終共晶溫度、q-相形成溫度和固相線溫度。

表6.對所研究的10種鑄造合金計算得到的最終共晶溫度、q-相形成溫度和固相線溫度

基于上述信息，定義和使用了兩種固溶熱處理實(shí)踐。合金2、3、9和10相比其他合金具有較低的固相線溫度和/或較低的最終共晶/q-相形成溫度。因此使用不同的sht實(shí)踐。

對合金2、3、9和10的實(shí)踐i是：

●1.5小時記錄升溫至471℃

●在471℃下均熱2小時

●0.5小時傾斜升溫(rampup)至504℃

●在504℃下均熱4小時

●0.5小時傾斜升溫至th

●在th下均熱6小時

●cwq(冷水淬火)

和對其他六種合金的實(shí)踐ii是：

●1.5小時記錄升溫至491℃

●在491℃下均熱2小時

●0.25小時傾斜升溫至504℃

●在504℃下均熱4小時

●0.5小時傾斜升溫至th

●在th下均熱6小時

●cwq(冷水淬火)

從下列基于mg和cu的含量的等式確定最后一步固溶熱處理溫度th：

th(℃)＝570-10.48*cu-71.6*mg-1.3319*cu*mg-0.72*cu*cu+72.95*mg*mg,(2)

其中，mg和cu是鎂和銅的含量，以重量百分比(重量％)計。

th下限值由下式確定：

tq＝533.6-20.98*cu+88.037*mg+33.43*cu*mg-0.7763*cu*cu-126.267*mg*mg(3)

th上限值由下式確定：

ts＝579.2-10.48*cu-71.6*mg-1.3319*cu*mg-0.72*cu*cu+72.95*mg*mg(4)

使用光學(xué)顯微鏡和sem表征固溶熱處理樣品的顯微組織。在研究的所有含cu合金中沒有發(fā)現(xiàn)未溶解的q-相顆粒。圖8示出了在t6狀態(tài)al-9％si-0.35％mg-1.75％cu合金(合金#9)的顯微組織。si顆粒都是球形化程度好的顆粒。一些未溶解的顆粒被確定為β-alfesi、π-alfemgsi和al7cu2fe相。圖9示出了在更高的放大倍率下這些未溶解相的形態(tài)。

1.4實(shí)驗(yàn)結(jié)果

1.4.1性能表征

根據(jù)astmb557方法評估拉伸性能。試棒從改進(jìn)的astmb108鑄件上切割得到，并在拉力機(jī)上測試，無需任何進(jìn)一步的加工。所有的拉伸結(jié)果是五件試樣的平均值。使用無缺口夏比沖擊試驗(yàn)、astme23-07a評估所選合金的韌性。試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，由拉伸試棒鑄件加工得到。對每種合金測試兩件試樣。

根據(jù)astme606方法進(jìn)行光滑s-n疲勞試驗(yàn)。評估了三個應(yīng)力級別，100mpa、150mpa和200mpa。r比是-1，并且頻率是30hz。在每種條件下測試三件重復(fù)的試樣。大約10⁷次循環(huán)后終止試驗(yàn)。通過輕微加工拉伸試棒鑄件的標(biāo)準(zhǔn)尺寸部分獲得了光滑疲勞試樣。

根據(jù)astmg110方法評估了所選條件的耐腐蝕性(侵蝕類型)。評估了鑄件表面和加工表面的腐蝕模式和侵蝕深度。

表7-9給出了包括拉伸、夏比沖擊和s-n疲勞的所有原始試驗(yàn)數(shù)據(jù)。研究結(jié)果的總結(jié)在下節(jié)中給出。

表7.不同合金在155℃時效不同時間的機(jī)械性能*

*五件拉伸試樣的平均值。

質(zhì)量指數(shù)，q＝uts+150log(e)。

表8一些所選合金的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果

表9.一些所選合金在155℃下時效60小時的s-n疲勞結(jié)果(光滑，軸向；應(yīng)力比＝-1)

1.4.2室溫機(jī)械性能

1.4.2.1時效溫度對拉伸性能的影響

使用基線合金1-al-9％si-0.5％mg研究了人工時效溫度對于拉伸性能的影響。經(jīng)過最短4小時自然時效后，將拉伸試棒鑄件在155℃下時效15、30、60小時并且在170℃下時效8、16、24小時。對每種時效條件測試三件重復(fù)試樣。

圖10示出了在不同時效條件下基線a359合金(al-9％si-0.5％mg)的拉伸性能。相比于高時效溫度(170℃)，低時效溫度(155℃)趨向于產(chǎn)生更高的質(zhì)量指數(shù)。因此，選擇155℃的低時效溫度，即使需要更長的時間來獲得改進(jìn)的性能。

1.4.2.2合金元素對拉伸性能的影響

圖11比較了基線al-9％si-0.5％mg合金和al-9％si-0.5％mg-0.75％cu合金的拉伸性能。將0.75％的cu添加到al-9％si-0.5％mg合金提高了大約20mpa的屈服強(qiáng)度和大約40mpa的極限抗拉強(qiáng)度，同時保持了延伸率。含cu合金的平均質(zhì)量指數(shù)是大約560mpa，這比基線合金大約520mpa的平均質(zhì)量指數(shù)高得多。

圖12比較了四種鑄造合金1、2、3和4的拉伸性能。合金1是基線合金。合金2-4都含有0.75％的cu，并含有不同量的mg和/或zn。合金3和4含有0.45％的mg，而合金2含有0.35％的mg并且合金1含有0.5％的mg。合金2和3還含有4％的zn。對這四種合金的初步評估表明mg和zn提高了合金強(qiáng)度而沒有犧牲延展性。合金3和4間的直接比較表明通過添加4％的zn到al-9％si-0.45％mg-0.75％cu合金中，極限抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都得到了提高，同時保持了延伸率。添加4％的zn也提高了時效動力學(xué)，如圖12所表明的那樣。當(dāng)在155℃下時效15小時時，al-9％si-0.45％mg-0.75％cu-4％zn合金能夠達(dá)到大約370mpa的屈服強(qiáng)度，這比沒有zn的合金的屈服強(qiáng)度高大約30mpa。

圖13示出了mg的含量(0.35-0.55重量％)對al-9％si-1.25％cu-mg合金(合金6-8)的拉伸性能的影響。也包括了基線合金al-9％si-0.5％mg的拉伸性能用作比較。mg的含量表現(xiàn)出了對拉伸性能的顯著影響。隨著mg含量的增加，屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度都得到了提高，但是延伸率下降。延伸率隨著mg含量的增加而降低可能與更多量的π-alfemgsi相顆粒有關(guān)，即使所有的q-alcumgsi相顆粒得到溶解。mg的含量對于al-9％si-1.25％cu-mg合金的質(zhì)量指數(shù)的影響總的來說是不明顯的。

圖14示出了ag(0.5重量％)對于al-9％si-0.35％mg-1.75％cu合金拉伸性能的影響。添加0.5重量％的ag對al-9％si-0.35％mg-1.75％cu合金的強(qiáng)度、延伸率和質(zhì)量指數(shù)的影響非常有限。應(yīng)當(dāng)指出的是，al-9％si-0.35％mg-1.75％cu(沒有ag)合金的質(zhì)量指數(shù)比基線合金a359(合金1)高大約60mpa。

圖15a-15d示出了根據(jù)本公開的五種具有前景的合金以及基線合金al-9si-0.5mg(合金1)的拉伸性能。這五種合金均實(shí)現(xiàn)了目標(biāo)拉伸性能，即，在拉伸方面提高了10-15％并且保持了與a356/a357合金相近的延伸率。上述合金是：al-9％si-0.45％mg-0.75％cu(合金4)，al-9％si-0.45％mg-0.75％cu-4％zn(合金3)，al-9％si-0.45％mg-1.25％cu(合金7)，al-9％si-0.35％mg-1.75％cu(合金9)，和al-9％si-0.35％mg-1.75％cu-0.5％ag(合金10)。

基于上述數(shù)據(jù)，可以認(rèn)為在155℃下時效范圍從15到60小時的時間的合金可以獲得下列拉伸性能。

這些性能比a359(合金1)高得多，而且非常類似于a201(al4.6cu0.35mg0.7ag)鑄造合金(uts450mpa，tys380mpa，延伸率8％和q585mpa)asm手冊第15卷，鑄造，asm國際，2008年12月。另一方面，這些al-9％si-mg-cu合金的可鑄性比a201合金好得多。a201合金由于易于發(fā)生熱開裂和cu宏觀偏析而具有差的可鑄性。另外，含有0.7重量％ag的a201的材料成本也比根據(jù)本公開的沒有ag的那些實(shí)施例的成本高很多。

基于拉伸性能結(jié)果，選擇四種沒有ag(合金3、4、7和9)并具有前景的拉伸性能的合金以及基線合金a359(合金1)用于進(jìn)一步研究。對這五種在155℃下時效15小時和60小時的合金進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)、s-n疲勞試驗(yàn)和常規(guī)腐蝕試驗(yàn)。

1.4.4夏比沖擊試驗(yàn)

圖16示出了通過將夏比沖擊能對拉伸屈服強(qiáng)度作圖的單項(xiàng)試驗(yàn)結(jié)果。實(shí)心符號是在155℃下時效15小時的試樣，空心符號是在155℃下時效60小時的試樣。拉伸屈服強(qiáng)度隨著時效時間的增加而提高，而夏比沖擊能隨著時效時間的增加而降低。該結(jié)果表明大部分合金/時效條件符合預(yù)期的強(qiáng)度/韌性關(guān)系。然而，該結(jié)果確實(shí)表明了在更高cu含量(諸如1.25和1.75重量％)的情況下強(qiáng)度/韌性相關(guān)性稍微下降。

1.4.5s-n疲勞試驗(yàn)

鋁鑄件通常用于承受施加的應(yīng)力周期的工程部件。在它們的商業(yè)壽命中能夠發(fā)生數(shù)以百萬計的應(yīng)力周期，所以表征它們的疲勞壽命是重要的。這對于安全至關(guān)重要的應(yīng)用尤其如此，諸如汽車懸架部件。

圖17和18示出了五種在155℃下分別時效15和60小時的所選合金的s-n疲勞試驗(yàn)結(jié)果。在這些試驗(yàn)期間，將等幅應(yīng)力(r＝-1)施加至測試試樣。采用三個不同的應(yīng)力等級，100mpa、150mpa和200mpa。記錄疲勞斷裂循環(huán)總次數(shù)。

當(dāng)在155℃下時效15小時時，所有的含cu合金在較高的應(yīng)力級別(>150mpa)展示出比基線a359合金更好的疲勞性能(更高的疲勞斷裂循環(huán)次數(shù))。在較低的應(yīng)力級別(<125mpa),al-9si-0.45mg-0.75cu和al-9si-0.35mg-1.75cu合金的疲勞壽命非常接近于a359合金，而al-9si-0.45mg-0.75cu-4zn合金(合金3)的疲勞壽命比a359合金更短。這種合金較短的疲勞壽命可能是由于該鑄件的較高氫含量，如前所述。

增加時效時間(更大的拉伸強(qiáng)度)傾向于減少疲勞斷裂循環(huán)次數(shù)。例如，當(dāng)時效時間從15小時增加至60小時時，在150mpa應(yīng)力級別下,al-9％si-0.45％mg-0.75％cu合金的平均疲勞斷裂循環(huán)次數(shù)從大約323,000下降到大約205,000，a359合金的平均疲勞斷裂循環(huán)次數(shù)從大約155,900下降到大約82,500。該結(jié)果可能是al-si-mg-(cu)鑄造合金的強(qiáng)度/疲勞關(guān)系的一般趨勢。另外，合金3顯示出比其他合金更低的疲勞性能。

1.4.6腐蝕試驗(yàn)-astmg110

圖19到圖23示出了五種所選合金經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其鑄態(tài)表面和加工表面的橫截面視圖的光學(xué)顯微照片。腐蝕侵蝕模式主要是枝晶間腐蝕。腐蝕部位的數(shù)目在四種含cu成分的合金中通常比在沒有cu的基線合金中的多。

更具體地說，圖19a-d示出了al-9％si-0.5％mg經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其橫截面的光學(xué)顯微照片：a)鑄態(tài)且在155℃下時效15小時的合金；b)鑄態(tài)且在155℃下時效60小時的合金；c)具有加工表面且在155℃下時效15小時的合金；和d)具有加工表面且在155℃下時效60小時的合金。

圖20a-d示出了al-9％si-0.35％mg-0.75％cu-4％zn經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其橫截面的光學(xué)顯微照片：a)鑄態(tài)且在155℃下時效15小時的合金；b)鑄態(tài)且在155℃下時效60小時的合金；c)具有加工表面且在155℃下時效15小時的合金；和d)具有加工表面且在155℃下時效60小時的合金。

圖21a-d示出了al-9％si-0.45％mg-0.75％cu經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其橫截面的光學(xué)顯微照片：a)鑄態(tài)且在155℃下時效15小時的合金；b)鑄態(tài)且在155℃下時效60小時的合金；c)具有加工表面且在155℃下時效15小時的合金；和d)具有加工表面且在155℃下時效60小時的合金。

圖22a-d示出了al-9％si-0.45％mg-1.25％cu合金經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其橫截面的光學(xué)顯微照片：a)鑄態(tài)且在155℃下時效15小時的合金；b)鑄態(tài)且在155℃下時效60小時的合金；c)具有加工表面且在155℃下時效15小時的合金；和d)具有加工表面且在155℃下時效60小時的合金。

圖23a-d示出了al-9％si-0.35％mg-1.75％cu合金經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后其橫截面的光學(xué)顯微照片：a)鑄態(tài)且在155℃下時效15小時的合金；b)鑄態(tài)且在155℃下時效60小時的合金；c)具有加工表面且在155℃下時效15小時的合金；和d)具有加工表面且在155℃下時效60小時的合金。

圖24示出了經(jīng)過6小時astmg110試驗(yàn)后的侵蝕深度。這些合金中沒有明顯的區(qū)別或趨勢。雖然在鑄態(tài)表面和加工表面之間發(fā)現(xiàn)了一些區(qū)別，但是時效時間沒有顯示出對任何一種表面的侵蝕深度的明顯影響。一般而言，對加工表面的腐蝕侵蝕比相同試樣的鑄態(tài)表面略深一些。

總體而言，添加cu或cu+zn既沒有改變腐蝕模式，也沒有增加合金的侵蝕深度?？梢哉J(rèn)為所有評估的合金具有與基線合金a359相似的耐腐蝕性。

本公開描述了能夠?qū)崿F(xiàn)高的強(qiáng)度而不犧牲延展性的al-si-cu-mg合金。獲得了包括450-470mpa極限抗拉性能，360-390mpa屈服強(qiáng)度，5-7％延伸率和560-590mpa質(zhì)量指數(shù)的拉伸性能。這些性能超過了傳統(tǒng)的3xx合金，并且與a201(2xx+ag)合金的性能相近，而新型al-9si-mgcu合金的可鑄性比a201合金的可鑄性好得多。這種新型合金顯示出了比a359(al-9si-0.5mg)合金更好的耐s-n疲勞性。根據(jù)本公開的合金具有適當(dāng)?shù)臄嗔秧g性和一般的耐腐蝕性。

實(shí)例2：適于高溫應(yīng)用的鑄造合金

因?yàn)橹T如本公開所描述的那些合金可以用于暴露至高溫的應(yīng)用中，諸如在發(fā)動機(jī)中呈發(fā)動機(jī)缸體、氣缸蓋、活塞等的形式，評估這種合金在暴露于高溫時表現(xiàn)如何是有意義的。圖26示出了根據(jù)本公開的一種合金，即，al-9si-0.35mg-1.75cu(之前稱作合金9，例如在圖15中)，在暴露至不同溫度后的拉伸性能的圖示。如前所述，對于圖中產(chǎn)生數(shù)據(jù)的每個試驗(yàn)，在指示的溫度下合金的暴露時間是500小時。也在指定的溫度下測試試樣。如圖中所示，合金的屈服強(qiáng)度在超過150℃的溫度下顯著下降。根據(jù)本公開，分析該金屬以確定與由暴露至高溫引起的強(qiáng)度損失相關(guān)聯(lián)的特征。

圖27a和27b示出了在暴露至高溫前合金9的樣品的橫截面掃描電子顯微鏡(sem)顯微照片，并且圖27b是圖27a指示為“al”的顯微照片的部分放大視圖。如圖27a所示，可以看到晶粒邊界，以及si和alfesi顆粒。在圖27b中示出的主要為al的部分在20,000x放大倍率下沒有顯示出可視的沉淀物。

圖28a-e示出了在暴露至升高的溫度后合金c00(之前稱作合金9，例如在圖15中)的一組比例與圖27b所示顯微照片相同的橫截面掃描電子顯微鏡(sem)顯微照片，如由這些顯微照片與合金9圖26的拉伸性能數(shù)據(jù)點(diǎn)的相關(guān)性所示。圖26也示出了在給定的溫度范圍內(nèi)a356合金的拉伸特性用作比較。從顯微照片的次序中可以理解的是，將合金9暴露至升高的溫度導(dǎo)致沉淀顆粒的顯著性持續(xù)增加，這些沉淀顆粒更大，而且表現(xiàn)出不同的幾何形狀。

本公開的發(fā)明人認(rèn)識到某些合金元素(即ti、v、zr、mn、ni、hf和fe)可以被少量地引入到本公開的c00合金(之前稱作合金9，例如在圖15中)以制造在高溫下抵抗強(qiáng)度下降的合金。

下表(表10)示出了出于在高溫形成改進(jìn)強(qiáng)度的目的使用以少量添加到c00合金(之前稱作合金9，例如在圖15中)的添加元素的18種合金。

表10.合金成分

表11示出了前述合金的機(jī)械性能，即，在300℃、175℃和室溫(rt)下的極限抗拉強(qiáng)度(uts)、總屈服強(qiáng)度(tys)和延伸率％。

表11.不同溫度下的機(jī)械性能

圖29示出了前述合金在室溫下的屈服強(qiáng)度的圖示。示出了a356用于比較。另外，示出了能源部(doe)公布的強(qiáng)度改進(jìn)目標(biāo)用于比較[2012年3月22日能源部發(fā)布在汽車輕量化應(yīng)用的預(yù)測模型和發(fā)展改進(jìn)的合金用于汽車和重型發(fā)動機(jī)中(predictivemodelingforautomotivelightweightingapplicationsandadvancedalloydevelopmentforautomotiveandheavy-dutyengine)]?？梢岳斫獾氖?，c00合金在室溫的強(qiáng)度方面與合金c02-c18相近，所有的這些都遠(yuǎn)遠(yuǎn)地超過了a356合金的強(qiáng)度和doe目標(biāo)性能。合金c01(不含大量的mg)具有遠(yuǎn)遠(yuǎn)更低的屈服強(qiáng)度。

圖30是前述合金暴露至175℃500小時后的屈服強(qiáng)度的圖示。示出了c00和a356用于比較?？梢岳斫獾氖?，c00合金遠(yuǎn)遠(yuǎn)地超過了a356合金的強(qiáng)度。相比a356和c00，合金c02-c18都表現(xiàn)出了顯著的改進(jìn)。

圖31是前述合金暴露至300℃500小時后的屈服強(qiáng)度的圖示。示出了c00和a356用于比較。圖32是不同合金暴露至300℃后的屈服強(qiáng)度的圖示。更具體地說，相鄰合金(沿著箭頭方向看)表現(xiàn)出了添加元素或增加一種元素量的結(jié)果。圖32的圖表中最大的結(jié)果是c00+0.1ti+0.16fe+0.13v+0.15zr。將更多的zr(達(dá)0.18％)添加到該組合中導(dǎo)致性能下降。

圖33是不同合金暴露至300℃500小時后的屈服強(qiáng)度的圖示。該圖表明了由于將ti、fe和mn添加到c00組合物中而引起的改進(jìn)，并且注意到了有關(guān)c00+0.11ti+0.32fe+0.3mn的最高性能改進(jìn)。將v添加到前述合金降低了性能，并且進(jìn)一步添加0.12zr使得性能幾乎回到最高水平。

圖34是不同合金暴露至300℃后的屈服強(qiáng)度的圖示，即，由于將元素添加到c00組合物中。注意到了有關(guān)c00+0.1ti+0.28ni+0.32fe+0.14mn+0.1hf+0.11v+0.04zr的最佳性能。

應(yīng)將理解的是，本文所描述的實(shí)施例僅僅是示例性的，并且本領(lǐng)域的技術(shù)人員在不偏離所要求保護(hù)的主題的精神和范圍的情況下可以作出多種變化和修改。例如，使用不同的時效條件可以產(chǎn)生不同隨之而來的特性。這些變化和修改都意圖包括在所附的權(quán)利要求書的范圍內(nèi)。