CN101087898A - 铝合金高压压铸件的热处理 - Google Patents

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Abstract

一种用于热处理通过高压压铸制造的铸件的方法，该铸件由可时效硬化的铝合金制成并且其在铸造状态下可能表现出形成泡疤的孔隙结构，该方法包括通过将铸件加热至能够使溶质元素进入固溶体的温度范围内来固溶处理铸件。然后，通过将铸件淬火至低于100℃的温度冷却铸件以终止固溶处理。将冷却的铸件保持在能够自然和/或人工时效的温度范围内。进行固溶处理以实现一定水平的溶质元素溶解使得能够进行时效硬化而铸件中的孔隙不会膨胀从而引起铸件不可接受的起泡。

Description

铝合金高压压铸件的热处理
发明领域
本发明涉及高压压铸的可时效硬化的铝合金铸件的热处理方法。
发明背景
高压压铸(HPDC)广泛用于大规模生产要求具有精确的尺寸公差和光滑的表面光洁度的金属元件。但是，一个缺点是通过传统HPDC生产的部件是相对多孔的。由于凝固期间的收缩的孔隙结构(porosity)，以及夹带的气体如空气、由压模壁润滑剂分解形成的氢气或蒸气的存在而引起内部孔隙。
认为由HPDC铝合金制成的铸件经不起热处理。这是因为包含气体或气体形成化合物的内部孔隙在传统的高温(例如500℃)下固溶处理期间膨胀从而导致在铸件上形成表面泡疤(blister)。这些泡疤的存在在外观上是不可接受的。此外，高温固溶处理期间内部孔隙的膨胀可能对受影响的高压压铸件的尺寸稳定性和机械性能都有不利的影响。
如在The Aluminium Association and The Minerals，Metals andMaterials Society出版的Altenpohl“Aluminium：Technology，Applications，and Environment”(第6版)中所讨论(参见第96-98页)，其中公开了使高压压铸件变为相对无孔并因此可以无起泡(blisting)地进行热处理的技术。这些技术包括真空压铸、无孔压铸、压挤铸造和触变铸造(thixocasting)，所有这些技术都涉及成本缺点。
在这些技术中，为了减少铸件内的孔隙结构而最经常应用真空系统。在许多情况中，孔隙结构的残留水平仍过高因而不允许热处理。但是，也存在一些例外。
例如，Lin等人的美国专利6773666中公开了一种能够利用Alcoa的AVDC压铸技术进行高压压铸从而在所得铸件中产生极低孔隙结构的改良的Al-Si-Mg-Mn合金。该合金的组成包含小于0.15的Fe、小于0.3的Ti、小于0.04的Sr并且基本上无铜、无铬且无铍。铸造合金AA357以及澳大利亚铸造合金命名CA601和CA603(AluminiumStandards and Data-Ingots and Castings，1997)与此相似。AVDC方法使用非常高的真空压力来制造相对无孔并且据报道是可焊接且可热处理的元件(参见例如 http://www.alcoa.com/locations/germanysoest/en/about/avdc.asp，2005)。在Lin等人的现有技术中，通过X-射线分析来检查铸件并且发现其在孔隙结构含量方面处于优异的状态。认为如下处理可获得胜任航空航天应用的性能：高真空铸造技术，随后是从950-1020(510-549℃)固溶处理10-45分钟的热处理阶段，在70-170(环境温度至77℃)的水中淬火并且在320-360(160-182℃)下人工时效1-5h。遵循该现有技术中教导的热处理程序，据报道在所检查的合金表面上出现较少的起泡，并且认为这是由夹带的润滑剂引起的。但是，揭示出该合金具有高的结构完整性并且被认为适合于航空航天应用。
在Miki的美国专利4104089中公开了减少或者去除孔隙结构并因此便于热处理的技术的另一实例，其中能够在无孔的压铸过程之后对Al-Si-Mg-Mn合金制造的元件进行常规的热处理。该压铸过程明显是以Radtke等人的美国专利3382910的早期工作为基础，其中用反应性气体清洗与熔融金属结合的模腔以便降低所得铸件中的孔隙结构水平。
传统的铝合金热处理程序通常涉及下面三个阶段：
(1)在低于合金熔点的相对高的温度下固溶处理，通常持续超过8小时或更长的时间来溶解其合金化(溶质)元素并且均匀化或者调节显微组织；
(2)快速冷却或淬火，例如在冷水或热水中，以使溶质元素保留在过饱和的固溶体中；以及
(3)通过将合金保持在适于通过析出来实现硬化或者强化的一个温度下，有时还保持在第二温度下持续一段时间来时效合金。
由于进入过饱和固溶体中的溶质形成析出物，该析出物细分散在整个晶粒中并且通过滑动过程增加了合金的抗变形能力，从而发生由时效引起的强化。当时效处理导致形成至少一种这些细析出物的临界分散时发生最大程度的硬化或强化。
上述热处理程序的一种替代是被称作T5状态的技术。在此情形中，在铸造后立即将合金淬火，同时其保留其升高温度的一部分，然后进行人工时效以产生更加适度的性能改进。
固溶处理条件对于不同的合金系统是不同的。典型地，对于基于Al-Si-X的铸造合金，在525℃-540℃下进行固溶处理持续几个小时使合金内的Si颗粒适当球化并且实现适于热处理的适当的饱和固溶体。例如，Metals Handbook，第9版，第15卷，第758-759页提供了典型用于固溶处理铸造合金以提供这些变化的时间和温度。典型地，给出对于Al-Si-X基合金的固溶处理时间为4至12小时，并且对于许多合金为8小时或更长，这取决于具体的合金和固溶处理温度。一般认为固溶处理的时间在合金一旦达到所需固溶处理温度的小边界范围内(例如10℃内)时开始，并且该时间可以随加热炉的特性和荷载量而变化。但是，如果应用于传统的铝合金高压压铸件，由于这种方法会在压铸件上引起大量不可接受的表面起泡因而该方法是不合适的。
发明概述
本发明提供了一种用于热处理可时效硬化铝合金的高压压铸件(HPDC)的方法，该方法无需使用如Altenpohl和其它资料中所讨论的较为昂贵的替代的元件制造技术。本发明可应用于所有可时效硬化的铝合金HPDC铸件，但是特别适用于那些包含来自压铸过程的内部孔隙残留的铸件。通过可被认为是传统或者常用的HPDC技术，例如使用冷腔压铸机，可以制造铸件而无需确定所得铸件中的孔隙结构水平以便选择那些充分无孔从而可经受常规热处理的铸件。即，在压力下铸造合金以填充压模中一个或多个型腔，而不用施用从压模腔中抽出空气的高真空并且不使用反应性气体从压模腔中除去空气。因此，能够在铸造开始时暴露于自然的周围大气并且处于环境气体压力下的压模中铸造该合金。结果，可应用本发明的铸件的特征在于存在孔隙结构。可以通过几种技术来确定孔隙结构的存在。例如，铸造状态合金的横截面光学显微分析将揭示出孔隙结构。X-射线照相术也将揭示出孔隙结构，但仅限于可分辨或者足够大以至容易被看到的孔隙结构。
本发明提供了一种用于热处理由可时效硬化铝合金高压压铸制造的铸件的方法，其中所述方法包括如下步骤：
(a)通过将铸件加热至能够使溶质元素进入固溶体的温度范围内来固溶处理铸件；
(b)通过将铸件淬火至低于100℃的温度来冷却铸件以终止步骤(a)；及
(c)通过将铸件保持在能够自然或人工时效的温度范围内对步骤(b)之后的铸件进行时效；
其中进行步骤(a)来实现一定的溶质元素固溶水平，使得能够时效硬化而铸件中的孔隙不会膨胀从而引起铸件不可接受的起泡。
在一种形式中，本发明提供了一种用于热处理典型表现出孔隙结构的可时效硬化铝合金的高压压铸件的方法，其中所述方法包括如下步骤：
(a)将压铸件加热至允许溶质元素进入固溶体(固溶处理)的温度范围内，其中所述加热是：
(i)加热至低于铸件合金固相线熔化温度20-150℃的范围内
(ii)持续小于30分钟的一段时间；
(b)通过在0至100℃温度的流体淬火剂中对铸件淬火将铸件从步骤(a)的温度范围冷却；
(c)通过将铸件保持在能够时效的温度范围内来时效来自于步骤(b)的淬火铸件，该时效可产生表现出合金硬化或强化的时效硬化铸件，
由此使时效硬化铸件的起泡基本上最少或者防止起泡。
步骤(b)中的淬火可以是淬火到适于步骤(c)中的强化的温度。步骤(c)中的时效可以是自然时效或者人工时效。因此，在前者情形中，可以将合金保持在环境温度下，即保持在0℃-45℃，例如15℃-25℃的一般大气温度下，从而不必加热。可选地，可以通过加热到高于环境温度来人工时效铸件。优选通过50℃-250℃范围内，最优选130℃-220℃范围内的加热来进行人工时效。
步骤(a)中加热的持续时间可以包括加热至低于固相线熔化温度20-150℃范围的下限的时间。达到该范围时，可以将铸件保持在该范围内的一个或多个温度水平下持续小于30分钟的一段时间。可选地，阶段(a)中铸件的加热可以是特定温度范围内的非等温的。
可以至少部分以非等温方式，或者基本上完全以非等温方式进行步骤(a)。可选地，可以基本上以等温方式进行步骤(a)。
在铸件接受人工时效的步骤(c)中，可以将铸件保持在人工时效温度范围内的一个或多个温度水平下，或者可以例如通过使铸件的温度逐渐上升至该范围内的最大值以非等温方式进行时效。
可以进行步骤(c)，使得时效硬化的铸件处于欠时效状态、峰值时效状态或者过时效状态，每种情形均与完全T6状态相比。在本发明的方法中，可以在步骤(b)和步骤(c)之间冷加工铸件。可以通过淬火将铸件从步骤(c)的时效温度冷却，其中步骤(c)提供了人工时效。可选地，例如通过在空气或者另一种介质中缓慢冷却，可以将铸件从步骤(b)中的人工时效温度缓慢冷却。步骤(c)后的铸件典型不发生从其铸造状态的尺寸变化。
对于传统的热处理，固溶处理温度下的时间使合金均匀化并且形成最大溶质含量的固溶体。相反，在本发明的步骤(a)中，由于所使用的短的时间范围合金没有被完全均匀化或者平衡，并且在该温度下经过给定的持续时间，据期所形成的固溶体不会完全处于平衡。即，该固溶处理相对于铝合金热处理的当前实践在效果上是不完全的。
可以通过传统或者常用的高压压铸技术来制造从本发明得到的热处理铸件，其中压模腔基本上完全被熔化的合金填充。因为在该技术中不施用高真空从压模腔中抽出空气，所以合金中的湍流可能产生夹带的气体和内部孔隙结构。还可以通过转让给本发明受让人的Cope等人的国际专利申请WO026062中公开的技术的变体来制造铸件。在Cope等人的技术中，压模腔被半固态合金的前沿填充并且所得的孔隙结构更细地分散在合金内。但是，通过传统或常用的HP压铸技术的这种变体制造的铸件的热处理在一些情况中也会导致产生起泡，从而该变体的铸件也从本发明的应用中受益。
本发明的方法可以应用于从任何可时效硬化的铝合金制造的高压压铸件。但是，本发明最适合的合金是具有4.5-20重量％Si、0.05-5.5重量％Cu、0.1-2.5重量％Fe和0.01-1.5重量％Mg的Al-Si合金。该合金任选可以包含至多1.5重量％的Ni、至多1重量％的Mn和至多3.5重量％的Zn中的至少一种。在每种情形中，除偶然杂质之外的余量包含铝。可以存在的偶然杂质包括但不局限于Ti、B、Be、Cr、Sn、Pb、Sr、Bi、In、Cd、Ag、Zr、Ca、其它过渡金属元素、其它稀土元素和稀土化合物、碳化物、氧化物、氮化物、酸酐以及这些化合物的混合物。偶然杂质从铸件到铸件可以不同并且它们的存在不会显著损害本发明。
特别是对于那些Al-Si合金的铸件，在步骤(a)前可以将铸件预热到100℃-350℃范围内的温度，从而使加热至步骤(a)的适当温度范围所需的时间最短。
对于这些Al-Si合金，硅在本发明的方法中起着重要的作用，如下文所述。
如本文所述，通过本发明方法热处理的铸件在低于铸件合金固相线熔化温度20-150℃的温度范围中接受固溶处理持续小于30分钟的一段时间。在该温度范围内的固溶处理时间可以小于20分钟并且优选不超过15分钟，例如2-15分钟。
当将铸件放入0至100℃范围内的较高温度下的水中进行淬火时，铸件可以具有大的热能含量。在此情况下，如果需要可以将合金从较高的温度快速冷却。
在本发明方法的步骤(a)开始之前，将铸件称作“铸造状态的”，意指它已经在传统的高压压铸机中高压压铸，且不需要使用施加的高真空或者反应性气体。在步骤(a)开始之前，合金可以处于环境温度或者如果它被预热或者它从铸造过程保留了一些热能，处于更高的中间温度例如200℃-350℃。在步骤(a)期间，根据本发明将合金加热至合适的温度范围，持续合适的时间来进行固溶处理步骤。在步骤(b)后，可以将铸件称作是“固溶处理的”或者“固溶处理且淬火的”。在步骤(c)后，将铸件称作是“析出硬化的”或者“时效硬化的”。
向表现出正常孔隙结构的HPDC施用本发明所述的热处理后，表面起泡被令人惊奇地最小化或者完全不存在。元件保持尺寸上的稳定并且可以表现出机械性能的大的增加。
附图简述
图1是传统的高压压铸合金的横截面显微照片，显示出其显微组织中包含的孔隙结构；
图2显示了表示在使用澳大利亚命名合金CA313和CA605可时效硬化合金时本发明固溶处理加热循环的实例的曲线图。
图3是合金CA605可时效硬化合金的一系列9个相似制造的铸件3(a)-3(i)的表面外观的照片，铸件3(a)显示了铸造状态而铸件3(b)-3(i)显示了各自热处理后的状态；
图4是分别拍摄自图3的铸件3(a)-3(i)的横截面中的一组显微照片4(a)-4(i)；
图5显示了图3的铸件3(b)-3(i)在各自的固溶处理和时效后在180℃下的硬度对人工时效时间的曲线；
图6是图3中所示合金的第二系列四个相似制造的铸件6(a)-6(d)的照片，铸件6(a)显示了铸造状态而铸件6(b)-6(d)显示了在共同的固溶处理温度下经过各自增加的时间后的状态；
图7显示了图6的铸件6(b)和6(c)在180℃下的硬度对时效硬化时间的曲线；
图8是CA313可时效硬化HPDC铝合金的一系列10个相似制造的铸件8(a)-8(j)的照片，铸件8(a)显示了铸造状态而铸件8(b)-8(j)显示了各自固溶处理后的状态；
图9是分别拍摄自图8中的铸件8(a)-8(j)的横截面的一组显微照片9(a)-9(j)；
图10显示了图8的铸件8(b)-8(j)的合金在铸件各自的固溶处理后在150℃下的硬度对人工时效时间的曲线；
图11是显示了在150℃下时效至多24h的与图10相同数据的曲线，其中图8的铸件8(b)-8(j)的各条曲线显示了在时效温度下硬度随时间的增加；
图12是一系列8个铸件12(a)-12(h)的照片，这些铸件与图8a中所示的铸件相似制造并且是CA313合金的铸件，铸件12(a)显示了铸造状态而铸件12(b)-12(h)显示了在共同的固溶处理温度下经过各自固溶处理时间后的状态；
图13显示了与铸件12(c)相应的铸件的拉伸性质的散点图，该铸件由慢或高注射速度的高压压铸制造；
图14是处于时效硬化状态下的另一系列CA313合金铸件的热处理后强度对固溶处理温度的曲线；
图15是商品合金CA313的时效硬化响应曲线，其中对于相同的固溶处理时间，在HPDC样品和相同合金的铸锭样品之间比较时效情况；
图16是合金CA313的时效硬化响应曲线，其中时效的进行或者没有不连续的固溶处理步骤(T5状态)，或者根据本发明在T4状态或T6状态之前具有不连续的固溶处理步骤；
图17是商品合金CA313的时效硬化响应曲线，其中在各自的温度下进行固溶处理后的时效；
图18是通过HPDC制造的另一种可时效硬化的铝合金的时效硬化响应曲线；
图19是对于铸造状态、T4和T6状态，在HPDC CA313合金样品的3点弯曲中进行的对比疲劳试验的曲线，其中根据本发明制备T4和T6状态；
图20是通过常规HPDC铸造的适当组成范围内的铝合金CA605和CA313、以及热处理至根据本发明产生的不同状态的相同组成范围铸件的0.2％屈服应力对拉伸强度的曲线；
图21是对于铸造状态的合金和根据本发明热处理至不同状态的合金的0.2％屈服应力对伸长率(破坏时的应变百分比)的曲线；
图22是工业上生产的壁厚～15mm的部件的X-射线照片，显示了在由CA605合金制造的具有8mm直径的螺栓孔的铸件附近的样品内的孔隙结构；
图23和24是分别在铸件边缘和中央处从CA313合金的高压压铸件横截面中拍摄的光学显微照片；
图25和26分别与图23和24对应，但是显示了依照本发明方法的阶段(a)固溶处理后铸件的显微组织；
图27显示了在例如如图25中所示的边缘区域处，在固溶处理温度下，对于来自每个数据点5个独立区域的固定面积122063μm2，平均硅颗粒面积和硅颗粒数量对时间的曲线；
图28与图27相似，然而是关于图26所示铸件的中心；
图29和30显示了铸件在图23-26各个状态下的背散射扫描电子显微镜(SEM)图像；
图31显示了图23、24和图29的铸件在铸造状态下的透射电子显微镜(TEM)图像；并且
图32与图31相似，但是显示了根据本发明处理为T6状态的合金。
图1是拍摄自CA313合金的圆柱形拉伸样品的头部部分的显微照片，该合金是通过HPDC技术以26m/s的注射速度(称作浇口处的金属速度)制造。在不使用外加的高真空或者反应性气体的情况下，使用传统的冷腔机器。显微照片显示了许多传统HPDC所典型具有的孔隙结构，并且表现出从仅几微米尺寸直至几百微米尺寸的孔尺寸范围。应该理解的是在给定的HPDC中孔隙结构的水平和尺寸可以从铸件到铸件广泛地变化。
图2的曲线显示了本发明实施例的典型固溶处理加热循环。以箭头标记为“A”的曲线显示了将热电偶放入没有加入样品的加热炉中获得的加热循环，用箭头标记为“A”。以箭头标记为“B”的曲线也显示了将热电偶牢固地嵌入到样品内的直径12.2mm的圆柱形区段中点处所获得的重量约25g的较小HPDC样品的加热速率。对于这种样品的尺寸和类型，固溶处理步骤加热的总时间为15分钟(900秒)。该样品由固相线温度接近540℃的HPDC合金CA313构成。将该合金放入设置为490℃的热炉中。样品在130秒内达到390℃(低于固相线约150℃)，然后在随后的290秒内继续升温至其最终的给定温度490℃。达到设定温度所用的总时间为420秒，或者7分钟。
图2还显示了以箭头标记为“C”的曲线，描绘了在两个位置牢固嵌入于大的HPDC样品内的热电偶的加热循环，一个位置是直接处在加热炉的强制气流中的样品部分而另一个处在完全与强制气流隔绝的样品部分中。较大样品的质量是550g，并且最大壁厚为15.2mm。实验发现样品显示出一定的尺寸不稳定性并且对于475℃的炉设定温度在总的炉浸时间等于或大于30分钟时起泡，但是在20分钟的总炉浸时间时不起泡。该合金是固相线温度接近555℃的CA605铸造合金。合金在置于热炉中450秒(7.5分钟)内达到395℃。合金继续升高温度直至1140秒的浸入时间(19分钟)。然后，在水淬之前将样品在475℃下保持60秒钟。在此情况下，固溶处理阶段实际上是非等温的。
对于图2中所跟踪的样品，在所示的固溶处理循环和从所示的固溶处理温度和时间淬火后，CA313和CA605合金在人工(T6)时效期间都表现出强的时效硬化响应。
从图2中可以清楚，令人意外的是在本发明中等温固溶处理中样品花费的时间没有特定温度范围内花费的时间、以及淬火前所达到的最终温度重要，因为许多固溶处理过程是以非等温方式进行的。作为根据本发明方法处理的结果，当随后通过公知的热处理技术时效硬化时，HPDC样品没有泡疤。
通过HPDC技术，使用传统的冷腔机器在不施加真空或者使用反应性气体的情况下制造图3中所示的铸件3(a)-3(i)。因此，在每个铸造循环的开始，压模腔处于环境压力下并且包含能够在压模腔填充期间被熔融合金部分取代并且部分夹带的空气。因此，从名义固相线温度为约555℃并且包含(以重量％计)Al-9Si，0.7Fe-0.6Mg-0.3Cu-0.1Mn-0.2Zn-(总量＜0.2的其它元素)的常规澳大利亚命名CA605合金，在导致它们表现出内部孔隙结构的条件下制造铸件。这些条件包括从浇口至浇铸腔的约26m/s的慢注射速度。
认为当通过用于图3的铸件的HPDC技术制造时CA605合金组成的铸件经不起时效硬化热处理。这是因为在高温(例如525-540℃)下的固溶处理期间内部孔隙的膨胀会引起表面起泡。
图3中所示的铸件是总长度为100mm的拉伸试验棒。它们具有33mm长且5.55mm直径的中央计量段，该中央计量段通过过渡段与27mm长且12.2mm直径的各自的头部部分结合。在图3所示的铸件中，铸件3(a)处于铸造状态，而铸件3(b)-3(i)显示了各自的固溶处理后的状态。这些固溶处理列于表I中。
表I图3中铸件的固溶处理
铸件     固溶处理
温度    时间
3(b)    545℃    16h
3(c)    545℃    0.25h
3(d)    535℃    0.25h
3(e)    525℃    0.25h
3(f)    515℃    0.25h
3(g)    505℃    0.25h
3(h)    495℃    0.25h
3(i)    485℃    0.25h
铸件3(a)表现出铝合金高压压铸件的高品质光洁度特性。铸造状态下的每个铸件3(b)-3(i)均表现出相同的高品质表面光洁度并且是随机选自与图3(a)所示相同的铸件批次。在低于名义固相线约10℃的545℃下固溶处理16小时后的铸件3(b)在其整个表面上显示出显著的起泡。这是由于夹带的内部气孔膨胀引起的，在此情况下在固溶处理温度下可能接近其最大体积膨胀。另外，样品尺寸的测量显示出长度和宽度的显著增加，这是导致尺寸不稳定的高温蠕变过程的特征。与铸件3(b)相反，在545℃下固溶处理仅15分钟(包括加热到该温度)后的铸件3(c)表现出大大降低的起泡水平，尽管该水平仍是不可接受的并且仍然发生一些高温蠕变。铸件3(d)显示了进一步的改进，在535℃下固溶处理0.25h(包括加热至该温度下)该铸件基本上没有任何起泡；而铸件3(e)-3(i)也是无泡疤的并且表面光洁度与铸件3(a)相当。铸件3(b)-3(i)表明当降低铸件的固溶处理温度和/或总时间时，泡疤形成的发生和趋势相应降低。
图4显示了从图3的各个铸件3(a)-3(i)制备的内部部分的显微照片4(a)-4(i)。这些照片显示了对于不同热处理条件孔隙结构水平的差异。图4还显示了可能由热处理引起的起泡的水平，以及其如何通过本发明进行控制。图4(a)显示了铸造合金3(a)中存在的孔隙结构，这对于固溶处理前铸造状态中的每个铸件4(a)-4(i)也是典型的。图4(b)-4(f)表示了因为固溶处理发生的孔隙的膨胀。在图4(b)的情况中，膨胀非常大并且导致表面上的严重起泡以及如图3中所示的铸件3(b)中明显的高温蠕变。图4(c)也显示了孔隙的显著膨胀，但是当与铸件3(b)比较时，这导致铸件3(c)所示的大大降低的起泡水平。图4(d)-4(f)表现出显著但降低的孔隙膨胀水平，这已经不足以引起如铸件3(d)-3(f)所示的显著起泡。图4(g)-4(i)显示了即便有也很少的可分辨的孔隙膨胀，这与高品质无泡疤的铸件3(g)-3(i)是一致的。
图5显示了对于图3的每个铸件3(b)-3(i)，当在固溶处理后于180℃下时效时，合金CA605对析出硬化的响应。对于每个铸件3(b)-3(i)在图5中绘出的点的区分是根据图5右边所示的图例以降序从以实心菱形表示的在545℃下16h的3(b)到以轮廓三角形表示的在485℃下0.25h的3(i)。如图5对铸件3(b)-3(g)所示，获得峰值硬度的时效动力学在固溶处理温度上限545℃和下限505℃之间没有改变。图5中所示的虚线是每个铸件3(b)-3(g)的数据的一般趋势线。对于铸件3(h)和3(i)，低于505℃时效速度略微降低。但是，铸件3(h)和3(i)的合金的时效硬化获得的硬度值仍惊人地高，特别是对于铸件3(h)和3(i)的各自固溶处理所给定的低温和短时间。
图6显示了使用与图3中所示的铸件相同的合金CA605和试样尺寸，按照相同的方式制备的铸件6(a)-6(d)。铸件6(a)处于铸造状态或者未热处理状态，而铸件6(b)-6(d)分别在515℃下固溶处理5、15和20分钟。图6显示了铸件的表面，从中明显可见在约20分钟时开始起泡，如铸件6(d)的箭头所示，但在15分钟时未发生。
图7显示了对于每个铸件6(b)和6(c)，在515℃下固溶处理了5和15分钟时，合金CA605对时效硬化的响应。从图7中可以注意到在铸件6(b)和6(c)和合金之间没有硬化动力学或者峰值硬度的差异。
表II总结了在不施用真空或者不使用反应性气体并且包含典型的孔隙结构水平的情况下，由传统HPDC技术制备、然后接受各种热处理的铸件中，CA605合金的拉伸性质。对于这些铸件，使用了26m/s的慢注射速度、82m/s的高注射速度或者123m/s的极高注射速度，这些速度是浇口处金属的速度。
表II HPDC铸件中的合金CA605的性质
样品 铸造技术 从铸造淬火(Y/N) 固溶处理 时效 0.2％屈服应力   拉伸强度 伸长率
A HPDC原样 N N/A N/A 162MPa 253MPa 2％
B HPDC N   515℃15分钟然后CWQ T6：180℃2h 302MPa 326MPa 1％
C HPDC Y   515℃15分钟然后CWQ T6：180℃2h 296MPa 311MPa 1％
D HPDC Y   525℃15分钟然后CWQ T6：180℃2h 296MPa 308MPa 1％
    E 高速HPDC     Y   N/A N/A   178MPa   310MPa     3.5％
F 高速HPDC Y   525℃15分钟然后CWQ T6：180℃2h 320MPa 373MPa 2.5％
G 高速HPDC Y   515℃15分钟然后CWQ T4(25℃下2星期) 180MPa 310MPa 6％
H 高速HPDC Y   515℃15分钟然后CWQ T6I4(0.5h180℃，4星期65℃) 313MPa 387MPa 3.4％
I 极高速HPDC N   515℃15分钟然后CWQ T6：180℃2h   333MPa   404MPa     3％
在表II中，缩写词具有下面的意义：
(1)对样品A-D的“HPDC”指通过上文关于图3和4每个的铸件所述的传统技术的铸造，并且使用浇口处26m/s的慢注射速度。
(2)对于样品E-H的“高速HPDC”和对样品I的“极高速HPDC”指注射速度(浇口处)分别为82m/s和123m/s。
(3)“CWQ”表示冷水淬火。
(4)作为样品H的时效名称的“T6I4”表示根据Lumley等人的国际专利申请WO02070770的公开内容的时效，其中在相对短的时间后通过淬火终止初始温度下合金的人工时效，然后将合金保持在该温度下并持续足以使二次时效发生的一段时间。
如表II所示，使用本发明可获得的拉伸性质揭示了时效硬化非常有益的作用。当与传统的时效处理比较时，性能水平没有反映出任何大的损害，并且已经在通过传统的HPDC制备的铸件中获得这些性能，而且热处理的铸件没有表现出起泡。表II还表明在根据本发明的固溶处理、淬火和时效之前从铸造过程的淬火对本发明是无益的。
图8显示了与图3中所示铸件具有相同形状及尺寸并以相同方式制造的铸件8(a)-8(j)。但是，图8中所示的铸件是从名义固相线温度为538℃的传统澳大利亚命名CA313合金制造并且据发现包含(重量％)Al-8.8Si-3Cu-0.86Fe-0.59Zn-0.22Mg-0.2Mn-(总量＜0.15的Pb、Ni、Ti、Sn、Cr)。
当通过传统的HPDC铸造技术用于制造铸件8(a)-8(j)时，也认为该CA313合金经不起热处理，同样是由于表面起泡的发生和尺寸稳定性的丧失。
图8中所示铸件的不同之处在于铸件8(a)处于铸造状态，而铸件8(b)-8(j)在表III中所示的各种条件下进行固溶处理并持续15分钟的总浸入时间。
表III图8铸件的固溶处理
铸件     固溶温度
8(b)    530℃
8(c)    520℃
8(d)    510℃
8(e)    500℃
8(f)    490℃
8(g)    480℃
8(h)    470℃
8(i)    460℃
8(j)    440℃
铸件8(b)由于固溶温度略微过于接近固相线因而表现出尺寸不稳定性，然而在下一个更低固溶温度的铸件8(c)中，或者在其它铸件中即便有这种不稳定性的任何迹象也很少。但是，铸件8(b)和8(c)每个都表现出不可接受的起泡。铸件8(d)和8(e)表现出一个大的泡疤和几个较小的泡疤，表明了不可接受的次品率，而铸件8(f)-8(j)在固溶处理后表现出良好的光洁度品质并且没有起泡的迹象。
一方面铸件8(b)-8(j)与另一方面图3的铸件3(c)-3(i)之间的比较显示了各自的CA313和CA605合金的响应之间的差异。即，相对于CA605合金固溶处理的时间和温度关系，对于给定的固溶处理时间CA313趋向于需要使用较低的固溶温度，或者在给定的温度下较短的处理时间。这种对比突出了需要控制固溶处理温度，使其处于低于固相线温度20℃-150℃的范围内，并且当热处理HPDC铝合金时在该温度范围内使用小于30分钟的时间。
图9在显微照片9(a)-9(j)中分别显示了图8的铸件8(a)-8(i)的合金的光学显微组织。因而，图9提供了与图4相似的显示，然而是关于CA313合金的铸件。因此，图9(a)表明在铸造状态铸件8(a)的合金中存在孔隙结构。图9(b)和9(c)分别显示在对铸件8(b)和8(c)进行固溶处理期间由孔隙膨胀引起的起泡。图9(d)-9(e)显示了对于铸件8(d)和8(e)显著避免了孔隙膨胀，因此限制了源于固溶处理的起泡，而图9(f)-9(j)表明对于铸件8(f)-8(j)分别基本上完全避免了孔隙膨胀从而基本完全避免了起泡。
图10显示了在参照图8描述的各个固溶处理条件之后于150℃下时效后，图8的每个铸件8(b)-8(j)的CA313合金的析出硬化行为。与图5所示关于合金CA605的时效动力学不同，图10表明对于CA313合金当固溶处理温度降低至约490℃-480℃的水平时，时效速率和峰值硬度继续增加，但是当固溶处理温度降至低于该水平时则再次连续降低。每条曲线可以通过图10右边图例中所示的固溶处理温度与各个铸件相联系。令人惊奇地是甚至在低达440℃的温度下固溶处理的合金也表现出有效的时效硬化响应。
图11显示了多至24h时效的与图10相同的析出硬化数据。该曲线显示对于铸件8(b)-8(j)，对每个不同的固溶处理温度，150℃下硬度的增加与时间的函数关系。图11的标记与图10的标记相对应。
图12显示了对于一系列8个铸件12(a)-12(h)的CA313合金，在490℃下的固溶处理时间的效果。以与图3中所示的铸件相同的形状和尺寸并通过相同的HPDC技术制造该系列每个铸件。铸件12(a)处于铸造状态，而其它铸件在490℃下的时间如表IV所示。因此，图12显示了作为在490℃下的保持时间的函数的泡疤的演变。
表IV图12铸件的固溶处理
铸件      固溶时间
12(b)    10分钟
12(c)    15分钟
12(d)    20分钟
12(e)    30分钟
12(f)    40分钟
12(g)    60分钟
12(h)    120分钟
铸件12(d)-12(h)所示的箭头指向铸件表面上已形成的泡疤。随着固溶处理时间增加，在约20分钟时开始，泡疤的产生(prevalence)从铸件12(d)上的几个增加到在120分钟的更长时间下的较大数量。
图13显示了所获得和热处理的CA313合金的拉伸性质的散点图，其中使用慢的(26m/s)或者高的(82m/s)浇口注射速率。在该图中，“HPDC”与上面关于表II所述的具有相同的意义，而“高速”与表II中的“高速HPDC”具有相同的意义。
表V显示了制备为T6、T4、T6I4或T6I7状态的HPDC CA313合金的拉伸性质。每种合金在490℃的最大温度下固溶处理15分钟(包括加热至温度的时间)、冷水淬火并且然后时效。在150℃下进行T6状态的人工时效。对于T4状态，如上固溶处理该合金，然后在～22℃下暴露14天的时间。
表V热处理的CA313合金的性质
条件 状态     0.2％屈服应力 拉伸强度 伸长率％
传统HPDC26m/s     铸造状态     167MPa   281MPa     2％
    T4     238MPa   314MPa     2％
    T6     363MPa   366MPa     1％
    T6I4     287MPa   339MPa     1％
    T6I7#1     229MPa   300MPa     2％
    T6I7#2     267MPa   324MPa     1％
高速HPDC(82m/s)     铸造状态     164MPa   326MPa     3％
    T4     250MPa   382MPa     4％
    T6     394MPa   428MPa     1％
    T6I4     297MPa   409MPa     3％
    T6I7#1     236MPa   367MPa     4％
    T6I7#2     273MPa   362MPa     2％
    极高速HPDC(123m/s)     铸造状态     172MPa   341MPa     4％
    T6     396MPa   425MPa     1％
对于T6I7状态，代表性的是已经欠时效2-4小时，然后以约4℃/分钟在油中缓慢冷却以便抑制随后的二次析出的样品。已经设计T6I4状态来保持伸长率，而不是像表I中所示的实例一样获得T6拉伸性质的等效。将这些样品在150℃下人工时效2小时、淬火，然后在65℃下暴露4星期。合金样品来自于与图3中所示铸件相同的形状和尺寸的铸件。
表VI显示对于具有图3铸件的形状和尺寸、在淬火和析出硬化前固溶处理15分钟或者120分钟的另外铸件记录的、传统CA313 HPDC合金的拉伸性质。表VI表明了与传统的固溶处理时间相比使用短的固溶处理时间的机械性能优点。在析出硬化前已经经历了120分钟的较长固溶处理时间的样品选自更大的样品批次，那些样品在计量长度上没有表现出显著的起泡，然而如图12的实例中所示，在这种条件下表面泡疤仍是明显的。表VI表明除了表现出表面起泡外，与根据本发明处理的样品相比，120分钟条件下的机械性能下降。
表VI490℃下不同固溶处理时间的拉伸性能的差异
条件   固溶处理时间   0.2％屈服应力     拉伸强度 伸长率％
T6，固溶处理，490℃ 15分钟 394MPa 428MPa 1.3％
T6，固溶处理，490℃ 120分钟 362MPa 389MPa 1％
表VII显示在不施用真空或者不使用反应性气体并且包含典型的孔隙结构水平的情况下，通过HPDC制造成圆柱形且更小的平面试样的合金CA313的拉伸性能数据，以便检查由时效硬化处理引起的试样尺寸的可能影响。用于比较所包括的圆柱形试样与图3中所示的试样具有相同的大小和尺寸。
表VII试样尺寸和固溶处理温度的影响
条件 固溶处理温度   表面条件 0.2％屈服应力   拉伸强度   伸长率
圆柱形试样棒，慢HPDC-铸造状态◇ N/A 优异 167MPa 281MPa 2％
圆柱形试样棒，快HPDC-铸造状态◇ N/A 优异 164MPa 326MPa 3％
圆柱形试样棒，慢HPDC-T6◇ 490℃ 好 363MPa 366MPa 1％
圆柱形试样棒，快HPDC-T6◇ 490℃ 优异 394MPa 428MPa 1％
扁平试样棒，慢HPDC-铸造状态 N/A 优异 182MPa 277MPa 2％
扁平试样棒，慢HPDC-T6     490℃     一些泡疤   368MPa   385MPa   1％
    480℃     好   371MPa   401MPa   1％
    470℃     优异   347MPa   362MPa   1％
    460℃     优异   335MPa   359MPa   1％
    440℃     优异   283MPa   338MPa   1.5％
扁平试样棒，快HPDC-铸造状态 N/A 优异 187MPa 320MPa 2.5％
扁平试样棒，快HPDC-T6     490℃     优异   392MPa   432MPa   1.5％
    480℃     优异   394MPa   442MPa   2％
    470℃     优异   372MPa   418MPa   1.5％
    460℃     优异   341MPa   405MPa   2％
    440℃     优异   285MPa   362MPa   2％
这些特定的扁平铸件具有如下尺寸：70mm长和3mm厚，头部宽度14mm、头部长度13mm，平行计量长度30mm并且计量宽度～5.65mm。通过传统的HPDC，以26m/s的慢浇口注射速度和82m/s的快浇口注射速度制造铸件。表VII中的术语“慢”和“快”与表II中相同。对于慢速和高速高压压铸件，检测从490℃向下至440℃的固溶处理温度。在每种条件中测试5个或更多个试样并且固溶处理的总浸入时间为15分钟。还记录表面品质，发现检测的圆柱形拉伸棒略微不同。但是，拉伸结果表明了不同试样尺寸间的良好相关性。在图14中总结了表VII的结果。在图14中，实心的菱形表示慢速HPDC、0.2％屈服应力，空心的菱形表示慢速HPDC拉伸强度、实心三角形表示高速HPDC、0.2％屈服应力，空心的三角形表示高速HPDC拉伸强度。图14表明对于这些改变尺寸的CA313合金最佳的固溶处理温度是480℃，因为其相比在490℃下固溶处理的合金表现出略高的拉伸强度和伸长率。
表15比较了用于HPDC铸件“A”的本发明方法与重力型铸件“B”部分的方法，每种具有相同的CA313合金组成。该合金的组成是Al-9Si-3.1Cu-0.8 6Fe-0.5 3Zn-0.1 6Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1的Pb、Ti、Sn、Cr)。
令人惊奇地是HPDC铸件的CA313合金不但硬化更快并且硬化至比重力铸造的相同合金更高的水平。两种铸件在预热至490℃的加热炉中的总浸入时间都是15分钟。图15表明尽管本发明的方法在某种意义上适于对不同铸造技术制造的合金进行热处理，但是对于炉中浸入时间相同的HPDC铸件大大改良了时效响应。
图16提供了图15所用的CA313合金在三种不同条件下的时效曲线。“A”是T5状态，是用于在HPDC合金中避免起泡并且增加强度的传统已知程序。对于T5状态，在铸造后直接热处理铸造状态的合金。对于在该条件下的时效，在150℃下时效80-110h后合金达到约115VHN的峰值硬度。
图16中的“B”是使用本发明方法的T6状态的实例。在冷水淬火和150℃下人工时效前，对该合金提供15分钟的总固溶处理浸入时间(包括加热至490℃固溶处理温度)。在约16-24h内达到约153VHN的峰值硬度。
图16中的“C”是关于根据本发明方法的T4状态。在冷水淬火且于22℃下自然时效前，对合金进行与样品“B”相同的固溶处理。该合金在22℃下时效约100h后达到接近约120-124VHN的峰值硬度，其后在更长的持续时间内硬度几乎不变化。
在图16中所示的“B”和“C”工艺的可选、或者组合中，随后在150℃下对具有完全T4状态的合金试样进行人工时效24h。该工序后的最终硬度为148VHN。在此情况下，对合金进行固溶处理、在22℃自然时效860h，然后在150℃下人工时效。即如果需要，可以通过随后的人工时效进一步强化T4状态的合金。
图17显示了在设置于490℃的加热炉中固溶处理持续15分钟的总浸入时间，并且随后在150℃、165℃和177℃下析出硬化的CA313合金的析出硬化响应。尽管在每种情况中对热处理的响应是不同的，但是所有合金都表现出特有的强的析出硬化能力。
图18显示了组成为Al-9.2Si-1.66Cu-0.8 3Fe-0.72Zn-0.14Mn-0.11Mg-(＜0.1Ni，Cr，Ca)的合金的析出硬化响应，该合金的固相线温度为～574℃、在500℃下固溶处理持续总浸入时间15分钟、冷水淬火并且在177℃下时效。对于这种与用于图15和16的CA313合金相比包含降低的铜含量的合金组成，时效硬化处理在所选的工艺窗口内仍是有效的。
图19显示了以铸造状态、根据本发明方法的T4状态，或者根据本发明方法的T6状态测试的HPDC CA313合金的疲劳测试结果的图解该合金与图15所详述的合金具有相同组成。样品与关于表VII所描述的扁平试验棒具有相同的尺寸并且在淬火和时效前于480℃下固溶处理持续总浸入时间15分钟。在三点弯曲试验装置中，以31-310N的循环载荷进行疲劳试验。表19中表示的数据是至少5次单独试验的平均值。对于T4和T6状态，在这种载荷水平下的疲劳寿命增加至高于铸造状态的疲劳寿命。
图20显示对于与铸造状态的CA605合金和CA313合金组成规格内的合金对应的铝合金，以及根据本发明热处理至不同状态的来自相同铸造批次的相同组成铸件的0.2％屈服应力对拉伸强度的曲线。每个数据点代表5-10个拉伸样品的平均值。铸造状态的性质标记为“A”。热处理的数据点是对于不同的状态，所有这些点均根据本发明并且标记为“B”。
图21显示与铸造状态的合金“A”相比，对于根据本发明的状态范围，屈服强度对破坏时伸长率％的曲线。典型地，所述强度增加并且在一些情况中伸长率也增加。
本发明的方法不局限于铝HPDC合金的当前组成范围。HPDC合金规格的组成范围从国家到国家不同，但是大多数合金具有相同或重叠的合金组成。使用一定范围的9种不同合金来检查合金化学组成对拉伸性质的影响，其中一些落在当前的合金规格内而一些是实验性的组成。表VIII-XVI中所示的结果代表了铸造状态、刚固溶处理状态(根据本发明进行固溶处理并且立即测试)、T4状态(25℃下自然时效2星期)及T6状态(在150℃下时效24h)。对于表VIII-XVI的所有表格，浇口注射速率保持恒定为82m/s。
另外，在表VIII中，显示了T8状态的效果，其中在人工时效持续与T6合金相同的时间之前通过伸展对刚固溶处理的合金进行2％冷加工。对于表VIII，除另有指出在65℃的热水中从固溶处理淬火后将合金时效至T6状态外，所有从固溶处理的淬火均在冷水中进行。表VIII中显示的T8状态反映了在合金的制造期间可能需要成型操作例如矫直。在热水中淬火并且保持在例如65℃而提供的实例反映了Al-Si基铸造合金热处理中常见的工业实践。
在每种情况中，合金拉伸性质的变化是明显的。特征性且十分令人惊奇地是各状态中的刚固溶处理的合金有效地表现出铸造合金两倍或更大的伸长率。在T4状态下，伸长率特征性地高于铸造状态，并且合金的0.2％屈服应力和拉伸强度得到改良。在T6状态中，伸长率典型仅略低于铸造状态，但是0.2％屈服应力和拉伸强度明显得到改良。
表VIII
基础合金1：Al-9Si-3.1Cu-0.86Fe-0.53Zn-0.16Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态     172MPa     354MPa     4％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 127MPa 334MPa 8％
T425℃时效     217MPa     387MPa     6％
T6：150℃时效     356MPa     431MPa     3％
T8(2％应变)150℃时效 366MPa 407MPa 3％
T6(热水淬火)150℃时效 351MPa 438MPa 3％
T6177℃时效     320MPa     404MPa     3％
T6165℃时效     337MPa     417MPa     3％
T7 177℃过时效 309MPa 401MPa 3.5％
表IX
D合金2：Al-9.1Si-3.2Cu-0.86Fe-0.6Zn-0.14Mn-0.11Ni-0.29Mg-(＜0.1Pb，Ti.Sn.Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态     189MPa     358MPa     3％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 126MPa 341MPa 8％
T4     246MPa     411MPa     5％
T6     374MPa     458MPa     2％
表X
A合金3：Al-8.3Si-4.9Cu-0.98Fe-0.5Zn-0.21Mn-0.1Ni-0.09Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   193MPa     363MPa     3％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 142MPa 349MPa 7％
T4   244MPa     412MPa     6％
T6   381MPa     446MPa     2％
表XI
B合金4：Al-8.7Si-4.9Cu-1Fe-0.53Zn-0.2Mn-0.12Ni-0.29Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   205MPa     369MPa     3％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 147MPa 333MPa 6％
T4   275MPa     418MPa     4％
T6   440MPa     490MPa     2％
表XII
C合金5：Al-9.2Si-3.11Cu-0.9Fe-2.9Zn-0.16Mn-0.11Ni-0.09Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   165MPa     347MPa     4％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 123MPa 339MPa 8％
T4   224MPa     405MPa     7％
T6   370MPa     442MPa     3％
表XIII
E合金6：Al-9.1Si-4.2Cu-1.3Fe-1.2Zn-0.2Mn-0.12Ni-0.22Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   198MPa     351MPa     2.5％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 136MPa 340MPa 6％
T4   267MPa     405MPa     3％
T6   437MPa     484MPa     2％
表XIV
H合金7：Al-8.6Si-3.6Cu-0.93Fe-0.53Zn-0.18Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   176MPa     358MPa     4％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 137MPa 343MPa 7％
T4   234MPa     397MPa     5％
T6   379MPa     457MPa      3％
表XV
I合金8：Al-8.6Si-3.6Cu-1Fe-0.53Zn-0.2Mn-0.11Ni-0.3Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   200MPa     362MPa     3％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 146MPa 349MPa 7％
T4   256MPa     411MPa     4％
T6   419MPa     481MPa     2％
表XVI
J合金9：Al-9.2Si-4Cu-1Fe-0.56Zn-0.19Mn-0.12Ni-0.7Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
状态   0.2％屈服应力 拉伸强度   破坏时的％伸长率
铸造状态   237MPa   377MPa     2％
在490℃下刚固溶处理15分钟并且冷水淬火 148MPa 394MPa 6.5％
T4   261MPa   413MPa     4％
T6   413MPa   474MPa     2％
表XVII显示了当本发明用于统计数量的工业制造的高压压铸件时本发明实践的降低。铸件具有下面的特性：
铸件A：合金CA313：复杂部件，薄壁，恒定的厚度且重约54g
铸件B：合金CA313：简单部件，最大厚度约8mm，最小厚度约2mm并且重约49g
铸件C：合金CA313：复杂部件，相同铸件中薄和厚的部分、最大厚度约7mm，最小厚度约2mm并且重约430g
铸件D：合金CA605：简单部件，厚壁，恒定的厚度部分，最大厚度约15mm并且重约550g
铸件E：合金CA605：同D，但是不同的部件并且重约515g
铸件F：合金CA605：高度复杂部件，相同铸件中的多个厚度部分，最小壁厚为1.4mm、最大壁厚约15mm。
应当指出合金CA313具有如下名义规格：Al-(7.5-9.5)Si-(3-4)Cu-＜3Zn-＜1.3Fe-＜0.5Mn-＜0.5Ni-＜0.35Pb-＜0.3Mg-＜0.25Sn-＜0.2Ti-＜0.1Cr＜0.2其它元素；而合金CA605具有如下名义规格：Al-(9-10)Si-(0.7-1.1)Fe-＜0.6Cu-(0.45-0.6Mg)-＜0.5Ni-＜0.5Zn-＜0.15Sn-＜0.25其它元素。
当在不同时间制备每个铸件A至F时，预期组成在这些给定的范围内变化。
铸件A-F全部在工业条件下制造。在热处理前对所有铸件进行X射线分析。尽管在更高放大倍数下仔细检查时仍可观察到细微的孔隙结构，但是X射线检查所确定75个铸件A相对无大的孔隙结构。但是，所有500个铸件B-F表现出大量细和大的孔隙结构，尺寸达到10mm。图22中显示了这种孔隙结构的一个实例，对于在热处理前进行X射线分析的一组铸件E中的铸件。图22是以圆形特征参考显示的具有铸入螺栓孔的一部分，直径为8mm。X射线照片内的暗反差要素是由压铸过程产生的孔隙结构。
铸件D和E以如下状态获得：其中铸件的表面被喷砂处理以除去薄层材料从而产生粗糙的光洁度。
对于每个部件，确定根据本发明工艺窗口的常规确定的热处理制度，并且在空气中将所有部件热处理至T6状态，然后空气冷却。
基于品质检查，对每个部件给出视觉等级评定。这是基于下面的标准：对表现出的表面光洁度与铸造状态相等或更好、没有起泡并且没有尺寸不稳定性的部件给出“完美”的等级评定。
对于表现出一个尺寸约1mm或更小的小表面泡疤并且典型地需要相当仔细的检查来检测的部件给出“可接受”的等级评定。
对于表现出一个大泡疤、多个小泡疤、或者一簇泡疤的部件给出“次品”等级评定。
表XVII热处理部件的统计分析和等级评定
  铸件   数量   完美   可接受   次品 次品率
    A     75     72     2     1     1％
    B     100     94     5     1     1％
    C     100     86     12     2     2％
    D     100     93     7     0     0％
    E     100     82     17     1     1％
    F     100     82     15     3     3％
    合计     575     509     58     8     1.4％
因此，所有热处理部件中接近89％表现出没有泡疤或尺寸不稳定性的完美表面光洁度，10％表现出仔细检查可发现的一个较小泡疤，并且1.4％表现出大泡疤或者泡疤簇，导致其被归为次品。
本发明相比已知传统工艺具有下面的主要优点。已知传统制备的HPDC合金由于发生起泡而是不可热处理的。在不借助外加高真空或使用反应性气体的情况下，倘若将一定温度下的时间保持在本文所述的适当工艺参数内，可以适当地对由传统HPDC制造的可时效硬化铝合金铸件进行固溶处理而不会起泡。因此，这些铸件对于汽车和其它消费应用在视觉上是完好的。这些铸件的合金可以析出硬化或者强化，产生比铸造状态材料高得多的性质。在许多情况中，T4状态改进了延展性。图20和21也总结了这些机械性能的益处，其中显示了与铸造状态的高压压铸件的性质相比，通过本发明热处理的高压压铸件的0.2％屈服应力、拉伸强度和伸长率数据。图20和21内显示的数据表明与那些由本发明的状态变体可获得的性质相比，铸造状态的拉伸性质间的差异。对于热处理的状态，多孔高压压铸合金的固溶处理过程没有发生起泡并且使用本文所述的热处理程序进行随后的热处理。
本发明还可以用于先前没有命名为或看作铸造合金的可时效硬化的铝合金，作为一种手段用以产生优越的机械和/或化学和/或物理和/或加工属性。
本发明还涉及添加了痕量元素的合金，该痕量元素的添加调节加工途径或者析出过程，作为一种手段用以产生优越的机械和/或化学和/或物理属性。
图23-32的每一个均涉及由CA313合金制成的高压压铸件。这些铸件是在Toshiba卧式冷腔机器上制造的，锁紧力为250吨，注射套筒的内径为50mm且长度为400mm，使用26m/s的浇口速度。这些铸件是圆柱形拉伸试样，并且它们是在不使用外加真空或者反应性气体的情况下制造的并且包含典型的孔隙结构水平。
图23-26显示了各自的光学显微照片，每个处于与图23中所示的相同放大倍数下，标尺为10μm。图23和24显示了在铸造状态条件下铸件的典型显微照片，分别摄自边缘和中央区域。图23和24显示了在那些区域之间α-铝和共晶相的常见变化。图25和26显示在铸件已经于490℃下接受固溶处理持续15分钟(包括加热至490℃的时间)的一段时间后，与图23和24相当的铸件的显微照片。分别摄自边缘和中央区域的图25和26表明在短的固溶处理时间内实现了惊人水平的共晶硅的球化。
图27和28分别显示了对于图8中所示的CA313合金的圆形拉伸试样铸件，平均硅颗粒面积变化(实心菱形)以及硅颗粒数量变化(星形)与490℃下固溶处理时间的曲线。图27的数据取自铸件的边缘区域，而图28的数据取自中央区域。由于图23-26所示的那些区域之间显微组织的差异因而图27和28的曲线是不同的。曲线上的每个数据点取自多个视场的固定面积，即122063μm2的标准面积。另外，与图25和26一致，图27和28的曲线表明与更长的固溶处理时间相比，在本发明所需的短的固溶处理时间内实现了硅颗粒面积和数量的很大变化。对于图27和28的曲线，在抛光前在等同的样品上的精确相同位置处，用金刚石锯切割不同状态的试样。
参照图23-28的数据，在固溶处理期间首先出现硅颗粒片断，在更大颗粒数量下产生更小的平均颗粒面积。然后，在490℃的所选固溶处理温度下，颗粒生长，并且在约20分钟固溶处理时间(包括加热至温度的时间)时生长减慢。对于这些CA313铸件，当根据本发明进行热处理时，固溶处理时间为20分钟(包括加热至温度的时间)时起泡开始变得明显并且在更长的固溶处理时间下逐渐变成更加不可接受。
由图25和26显示并且由图27和28说明的结果非常令人惊奇，因为如此快地发生Si的球化是出乎意料的。这并不表明使用本发明的热处理方法避免了起泡是硅的快速球化的直接结果。但是，图25-28的数据突出了在溶质元素完全溶解之前在固溶处理温度下能够发生显微组织变化的速度，而且显然起泡的避免可归因于发生了总体变化的某些方面。
图29和30是在铸造状态或者在T6状态下，铸造状态和热处理铸件的背散射扫描电子显微镜(SEM)显微照片。在图29和30的图像中，亮的相表示源于含铜(标记为“A”的实例)和铁的颗粒(标记为“B”和“C”的实例)的反差。硅因为其原子数接近铝的原子数而看不到。含铁颗粒以针状(标记为“B”的实例)或者角形特征(标记为“C”的实例)存在，两者都没有含铜颗粒亮白。图29和30的比较表明根据本发明的程序，在本发明的固溶处理步骤期间溶解了大量富铜相。将热处理程序后富铜颗粒的残留物的实例标记为“D”，它是通过组成分析发现包含未溶解铜的小的斑点颗粒。
图31表示在[101]α附近拍摄的、CA313合金铸件的铸造状态合金的透射电子显微镜(TEM)图像。该图表明α-铝晶粒表现出非常少的强化θ’析出物(箭头表示析出物的方向)。进一步分析发现处于铸造状态的一些α-铝晶粒明显完全没有强化析出。图32是也是从根据本发明热处理后的相当铸件的[101]α附近拍摄的TEM图像，其中将其在490℃下固溶处理15分钟，在冷水中淬火，然后在150℃人工时效至峰值强度，并且显示强化θ’析出物的尺寸和分布上的显著变化。
最后，应当理解可以向上文描述的部件的结构和设置中引入各种改变、修改和/或增加，而不背离本发明的主旨或范围。

Claims (22)

1.一种用于热处理通过高压压铸制造的铸件的方法，该铸件可能表现出可时效铝合金的在铸造状态下形成泡疤的孔隙结构，其中所述方法包括如下步骤：
(a)通过将铸件加热至能够使溶质元素进入固溶体中的温度范围内来固溶处理铸件；
(b)通过将铸件淬火至低于100℃的温度来冷却铸件以结束步骤(a)；及
(c)通过将铸件保持在能够自然或人工时效的温度范围内来时效步骤(b)之后的铸件，
其中进行步骤(a)以实现一定水平的溶质元素溶体，使得能够进行时效硬化而铸件中的孔隙不会膨胀而引起不可接受的铸件泡疤。
2.一种用于热处理通过传统的高压压铸制造的制品的方法，该制品由可时效铝合金制成，并且该合金在铸造状态可能表现出气态或其它孔隙结构，其中所述方法包括如下步骤：
(a)将压铸件加热至允许溶质元素进入固溶体(固溶处理)的温度范围内，其中所述加热是：
(i)加热至低于铸件合金固相线熔化温度20-150℃的范围内
(ii)持续小于30分钟的一段时间；
(b)通过在0至100℃温度的流体淬火剂中对铸件淬火将铸件从步骤(a)的温度范围冷却；
(c)通过将铸件保持在能够时效的温度范围内来时效来自于步骤(b)的淬火铸件，该时效可产生表现出合金硬化或强化的时效硬化铸件，
由此使时效硬化铸件的起泡至少基本上最小化或者防止起泡。
3.权利要求1或权利要求2的方法，其中步骤(c)中的时效是在环境温度，例如0℃-45℃，如15℃-25℃下的自然时效。
4.权利要求1或2的方法，其中步骤(b)的淬火是到适于步骤(c)的强化的温度。
5.权利要求1或权利要求2的方法，其中步骤(c)中的时效是人工时效。
6.权利要求5的方法，其中通过将淬火的铸件加热至50℃-250℃范围内的至少一个温度来进行所述人工时效。
7.权利要求5的方法，其中通过在130℃-220℃的范围内加热淬火的铸件来进行所述人工时效。
8.权利要求1-7任何一项的方法，其中所述铝合金具有4.5-20重量％Si，0.05-5.5重量％Cu，0.1-2.5重量％Fe，0.01-1.5重量％Mg，任选的至多1.5重量％的Ni、至多1重量％的Mn和至多3.5重量％的Zn中的至少一种，以及余量的铝和偶然杂质。
9.权利要求1-8任何一项的方法，其中以部分非等温的方式实施权利要求1的步骤(a)。
10.权利要求1-8任何一项的方法，其中以基本上完全非等温的方式实施权利要求1的步骤(a)。
11.权利要求1-8任何一项的方法，其中以基本上等温的方式实施步骤(a)的一部分。
12.权利要求8、或从属于权利要求8时的权利要求9-11中任何一项的方法，其中在阶段(a)之前将铸件预热至100℃-350℃范围的温度。
13.权利要求1-12任何一项的方法，其中在0℃至250℃范围内，在至少一个温度水平下，例如0℃-45℃，例如15℃-25℃，或者50℃-250℃，例如130℃-220℃下实施阶段(c)。
14.权利要求13的方法，其中与完全T6状态相比步骤(c)后的铸件处于欠时效状态。
15.权利要求13的方法，其中与完全T6状态相比步骤(c)后的铸件处于峰值时效状态。
16.权利要求13的方法，其中与完全T6状态相比步骤(c)后的铸件处于过度时效状态。
17.权利要求1-16任何一项的方法，其中在步骤(b)和步骤(c)之间冷加工铸件。
18.权利要求4-7任何一项的方法，其中通过淬火从步骤(c)的时效温度冷却。
19.权利要求4-7任何一项的方法，其中通过在空气或者其它介质中缓慢冷却从步骤(c)的时效温度冷却。
20.权利要求1-19任何一项的方法，其中步骤(c)后的铸件没有表面泡疤。
21.权利要求1-20任何一项的方法，其中步骤(c)后的铸件没有尺寸变化。
22.处于由权利要求1-21任何一项的方法产生的热处理状态下的可时效硬化铝合金的高压压铸件。
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Cited By (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102803532A (zh) * 2009-04-02 2012-11-28 标致·雪铁龙汽车公司 热处理工艺和压铸铝合金部件
CN101724796B (zh) * 2008-10-23 2013-01-02 通用汽车环球科技运作公司 铝合金铸件的直接淬火热处理
CN103103460A (zh) * 2013-02-22 2013-05-15 福州钜立机动车配件有限公司 一种重铸铝合金材料的热处理工艺
CN103146898A (zh) * 2011-12-06 2013-06-12 现代自动车株式会社 用高压压铸铸造的气缸体的热处理
CN103540812A (zh) * 2013-10-30 2014-01-29 合肥工业大学 一种发动机缸盖用铝合金材料及其制备方法
CN103658583A (zh) * 2013-12-10 2014-03-26 常熟柏科汽车零件再制造有限公司 铝合金壳体速冷压铸铸造方法
CN103667815A (zh) * 2013-11-27 2014-03-26 浙江鸿峰铝业有限公司 一种压铸铝合金
CN103031473B (zh) * 2009-03-03 2015-01-21 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 高韧性Al-Si系压铸铝合金的加工方法
CN104313404A (zh) * 2014-09-30 2015-01-28 无锡康柏斯机械科技有限公司 一种轴流压缩机定叶片合金材料及其制备方法
CN104565134A (zh) * 2013-10-21 2015-04-29 意大利Itt有限责任公司 用于制备制动块的方法及相关的制动块
CN106498245A (zh) * 2016-10-09 2017-03-15 江苏大学 一种深冷处理强化的高强度铸造铝硅合金及其制备工艺
CN107312955A (zh) * 2016-04-27 2017-11-03 现代自动车株式会社 压铸用铝合金以及对其进行热处理的方法
CN107757732A (zh) * 2017-09-30 2018-03-06 南京惠德机械有限公司 一种高强度汽车尾翼的生产工艺
CN108239731A (zh) * 2016-12-23 2018-07-03 布伦斯威克公司 利用压力进行固溶热处理的方法
CN108796402A (zh) * 2017-05-02 2018-11-13 通用汽车环球科技运作有限责任公司 提高铝铸件的拉伸强度的方法
CN109022949A (zh) * 2018-09-17 2018-12-18 黄勇洪 一种节能保温断桥铝合金型材
CN110923514A (zh) * 2019-11-28 2020-03-27 西安昆仑工业（集团）有限责任公司 一种压铸铝合金的熔炼低温固溶热处理方法
CN113005340A (zh) * 2021-03-05 2021-06-22 四会市辉煌金属制品有限公司 一种高性能低成本压铸铝合金及其冶炼方法
CN113186474A (zh) * 2020-04-02 2021-07-30 何朝辉 一种掺杂稀土元素钇的6061铝合金生产用热处理加工设备
CN114959368A (zh) * 2022-04-19 2022-08-30 山东意吉希精密制造有限公司 一种Al-Fe型电机转子合金及其制备方法与应用
CN115404370A (zh) * 2022-09-05 2022-11-29 珠海市润星泰电器有限公司 基于流变压铸的高硬度铝合金及其制备方法
CN115927983A (zh) * 2022-12-23 2023-04-07 苏州宇上实业有限公司 6系铝合金板材的制备方法

Families Citing this family (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008105066A1 (ja) 2007-02-27 2008-09-04 Nippon Light Metal Company, Ltd. 熱伝導用途用アルミニウム合金材
JP5598895B2 (ja) * 2009-01-14 2014-10-01 株式会社日立メタルプレシジョン アルミニウムダイカスト合金、この合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法
US9068252B2 (en) * 2009-03-05 2015-06-30 GM Global Technology Operations LLC Methods for strengthening slowly-quenched/cooled cast aluminum components
US8636855B2 (en) 2009-03-05 2014-01-28 GM Global Technology Operations LLC Methods of enhancing mechanical properties of aluminum alloy high pressure die castings
FR2947745B1 (fr) 2009-07-09 2012-10-12 Peugeot Citroen Automobiles Sa Procede de fabrication de pieces en alliage d'aluminium
GB0913525D0 (en) * 2009-08-03 2009-09-16 Ineos Healthcare Ltd Method
WO2011059412A2 (en) * 2009-11-13 2011-05-19 Daiki Aluminium Industry (Thailand) Company Limited Aluminium alloy which is able to be cast by high pressure die casting technique and results in better mechanical properties aluminium alloy product without heat treatment
FR2961527B1 (fr) * 2010-06-17 2014-01-31 Peugeot Citroen Automobiles Sa Procede de traitement thermique d'une piece massive en alliage d'aluminium coulee sous pression
CN103168111B (zh) * 2010-10-08 2015-07-29 美铝公司 改进的2xxx铝合金及其生产方法
JP2012097332A (ja) * 2010-11-04 2012-05-24 Toyota Industries Corp 高温強度に優れたアルミニウム合金部品およびその製造方法
DE102011112005A1 (de) * 2011-08-29 2013-02-28 Audi Ag Aluminium-Silizium-Legierung
US11047032B2 (en) 2013-03-05 2021-06-29 Brunswick Corporation Method for solution heat treating with pressure
CN103276259B (zh) * 2013-05-22 2015-12-23 慈溪市宜美佳铝业有限公司 一种具有稳定性质的高纯度铝合金铸锭及其生产工艺
ES2582530T3 (es) * 2013-10-23 2016-09-13 Befesa Aluminio, S.L. Aleación de aluminio para fundición
GB2522715B (en) * 2014-02-04 2016-12-21 Jbm Int Ltd Die cast structural components
US10113218B2 (en) 2014-03-31 2018-10-30 Hitachi Metals, Ltd. Cast Al—Si—Mg-based aluminum alloy having excellent specific rigidity, strength and ductility, and cast member and automobile road wheel made thereof
JP6432152B2 (ja) * 2014-04-15 2018-12-05 日産自動車株式会社 アルミニウム合金ダイカスト部材の熱処理方法
CN104651763A (zh) * 2014-05-15 2015-05-27 巩向鹏 一种6063铝合金的性能优化方法
DE102015111020A1 (de) * 2014-07-29 2016-02-04 Ksm Castings Group Gmbh Al-Gusslegierung
KR101641170B1 (ko) * 2014-09-02 2016-07-20 삼성전자주식회사 다이캐스팅용 알루미늄 합금 및 그 제조 방법
CN107075598A (zh) 2014-09-18 2017-08-18 联合工程公司 用于淬火铸件的系统和方法
US10018269B2 (en) 2014-10-31 2018-07-10 GM Global Technology Operations LLC Normally high acting linear force solenoid
WO2016176382A1 (en) * 2015-04-28 2016-11-03 Consolidated Engineering Company, Inc. System and method for heat treating aluminum alloy castings
US10308993B2 (en) 2015-06-12 2019-06-04 Consolidated Engineering Company, Inc. System and method for improving quench air flow
CN105385904B (zh) * 2015-12-18 2017-10-20 百色学院 一种含稀土元素的铝合金压铸件及其制备方法
CN105908119A (zh) * 2016-04-23 2016-08-31 上海大学 铝合金挤压模具的一种表面氧化处理方法
CN107881378B (zh) * 2016-09-29 2020-10-23 南京中兴软件有限责任公司 铝合金组合物、铝合金元件、通讯产品及铝合金元件的制备方法
WO2018117315A1 (ko) * 2016-12-20 2018-06-28 주식회사 에스제이테크 박육성형이 가능한 고열전도도 및 고강도 다이캐스팅용 알루미늄합금 조성물 및 그 제조방법
ES2753168T3 (es) 2016-12-28 2020-04-07 Befesa Aluminio S L Aleación de aluminio para fundición
GB2568095A (en) * 2017-11-06 2019-05-08 Jaguar Land Rover Ltd An aluminium alloy for high pressure die casting
US20190185967A1 (en) * 2017-12-18 2019-06-20 GM Global Technology Operations LLC Cast aluminum alloy for transmission clutch
CN108048768B (zh) * 2017-12-18 2020-10-02 广州致远新材料科技有限公司 挤压铸造铝合金的热处理方法及挤压铸造铝合金材料
DE102018117418A1 (de) * 2018-07-18 2020-01-23 Friedrich Deutsch Metallwerk Gesellschaft M.B.H. Aluminiumdruckgusslegierung
EP3821054B1 (en) * 2018-11-12 2024-03-20 Novelis, Inc. Method of making rapidly aged, high strength, heat treatable aluminium alloy products
CN111187997B (zh) * 2019-12-31 2021-01-05 宁波中大力德智能传动股份有限公司 一种半固态铝硅合金压铸件强韧化的热处理方法
CN112962038B (zh) * 2021-01-29 2022-03-04 山东省科学院新材料研究所 一种铝、镁铸态合金的热处理强化工艺及其应用
DE102021114484A1 (de) 2021-06-07 2022-12-08 Audi Aktiengesellschaft Aluminium-Gusslegierung
WO2023159080A2 (en) * 2022-02-15 2023-08-24 Metali Llc Methods and systems for high pressure die casting
CN115305390B (zh) * 2022-06-30 2023-11-07 丹阳荣嘉精密机械有限公司 一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法和应用

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2799066A (en) * 1954-01-12 1957-07-16 Morgenstern Method of and apparatus for die casting under vacuum
US2864140A (en) * 1955-10-31 1958-12-16 Package Machinery Co Vacuum die casting means
NL135443C (zh) * 1966-06-30
US3999593A (en) * 1976-02-19 1976-12-28 International Lead Zinc Research Organization, Inc. Method and apparatus for pore-free die casting
US4104089A (en) * 1976-07-08 1978-08-01 Nippon Light Metal Company Limited Die-cast aluminum alloy products
DE3002886A1 (de) * 1980-01-28 1981-07-30 Bayrisches Druckguß-Werk Thurner KG, 8015 Markt Schwaben Druckgiessmaschine und verfahren zum betrieb derselben
DE3041340A1 (de) * 1980-11-03 1982-05-13 Maschinenfabrik Weingarten Ag, 7987 Weingarten Druckgiessverfahren zur herstellung von gasarmer, porenarmer und oxydarmer gussstuecke sowie druckgiessmaschine zur durchfuehrung des verfahrens
US4589932A (en) * 1983-02-03 1986-05-20 Aluminum Company Of America Aluminum 6XXX alloy products of high strength and toughness having stable response to high temperature artificial aging treatments and method for producing
EP0117352A1 (en) * 1983-02-24 1984-09-05 Fujitsu Limited A process for welding aluminium-based elements and a welded assembly
JPS6274043A (ja) * 1985-09-27 1987-04-04 Ube Ind Ltd 加圧鋳造用高力アルミニウム合金
US4787436A (en) * 1987-06-05 1988-11-29 Toshiba Kikai Kabushiki Kaisha Gas venting device for molding operations
US5076344A (en) * 1989-03-07 1991-12-31 Aluminum Company Of America Die-casting process and equipment
EP0480402B1 (en) * 1990-10-09 1995-02-15 Sumitomo Light Metal Industries Limited Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability
US5347827A (en) * 1992-07-01 1994-09-20 The Coca-Cola Company Modular refrigeration apparatus
JPH07109536A (ja) * 1993-10-12 1995-04-25 Nippon Light Metal Co Ltd 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理
JPH07310154A (ja) * 1994-05-12 1995-11-28 Furukawa Electric Co Ltd:The 焼き付け塗装硬化性の高いアルミニウム合金板材の製造方法
JP3269312B2 (ja) * 1995-01-19 2002-03-25 日本軽金属株式会社 アルミニウムダイカスト製ドアパネル及びその製造方法
US5571346A (en) * 1995-04-14 1996-11-05 Northwest Aluminum Company Casting, thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys
JP3764200B2 (ja) * 1996-03-19 2006-04-05 株式会社デンソー 高強度ダイカスト品の製造方法
JPH09272957A (ja) * 1996-04-08 1997-10-21 Nippon Light Metal Co Ltd 光沢性に優れたダイカスト鋳造アルミニウム製自動車用ホイールの製造方法
JPH10298689A (ja) * 1997-04-23 1998-11-10 Hitachi Metals Ltd 高靱性アルミニウム合金ダイカスト
US5809789A (en) * 1997-05-07 1998-09-22 Baker; Philip L. Refrigeration module
JPH1129843A (ja) 1997-07-09 1999-02-02 Hitachi Metals Ltd アルミダイカスト品の熱処理方法
US6419769B1 (en) * 1998-09-08 2002-07-16 The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures and process for producing cast articles therefrom
US20020106301A1 (en) * 2001-02-05 2002-08-08 O'connor Kurt F. High corrosion resistance aluminum alloy
US6773666B2 (en) * 2002-02-28 2004-08-10 Alcoa Inc. Al-Si-Mg-Mn casting alloy and method
CN100347330C (zh) * 2002-06-24 2007-11-07 克里斯铝轧制品有限公司 高强度al－mg－si平衡合金的生产方法以及所述合金的可焊接产品

Cited By (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101724796B (zh) * 2008-10-23 2013-01-02 通用汽车环球科技运作公司 铝合金铸件的直接淬火热处理
CN103031473B (zh) * 2009-03-03 2015-01-21 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 高韧性Al-Si系压铸铝合金的加工方法
CN102803532A (zh) * 2009-04-02 2012-11-28 标致·雪铁龙汽车公司 热处理工艺和压铸铝合金部件
CN103146898A (zh) * 2011-12-06 2013-06-12 现代自动车株式会社 用高压压铸铸造的气缸体的热处理
CN103103460A (zh) * 2013-02-22 2013-05-15 福州钜立机动车配件有限公司 一种重铸铝合金材料的热处理工艺
CN104565134A (zh) * 2013-10-21 2015-04-29 意大利Itt有限责任公司 用于制备制动块的方法及相关的制动块
CN104565134B (zh) * 2013-10-21 2019-04-23 意大利Itt有限责任公司 用于制备制动块的方法及相关的制动块
CN103540812A (zh) * 2013-10-30 2014-01-29 合肥工业大学 一种发动机缸盖用铝合金材料及其制备方法
CN103540812B (zh) * 2013-10-30 2015-09-16 合肥工业大学 一种发动机缸盖用铝合金材料及其制备方法
CN103667815A (zh) * 2013-11-27 2014-03-26 浙江鸿峰铝业有限公司 一种压铸铝合金
CN103658583A (zh) * 2013-12-10 2014-03-26 常熟柏科汽车零件再制造有限公司 铝合金壳体速冷压铸铸造方法
CN104313404A (zh) * 2014-09-30 2015-01-28 无锡康柏斯机械科技有限公司 一种轴流压缩机定叶片合金材料及其制备方法
CN107312955A (zh) * 2016-04-27 2017-11-03 现代自动车株式会社 压铸用铝合金以及对其进行热处理的方法
CN106498245A (zh) * 2016-10-09 2017-03-15 江苏大学 一种深冷处理强化的高强度铸造铝硅合金及其制备工艺
CN108239731A (zh) * 2016-12-23 2018-07-03 布伦斯威克公司 利用压力进行固溶热处理的方法
CN108796402A (zh) * 2017-05-02 2018-11-13 通用汽车环球科技运作有限责任公司 提高铝铸件的拉伸强度的方法
CN107757732A (zh) * 2017-09-30 2018-03-06 南京惠德机械有限公司 一种高强度汽车尾翼的生产工艺
CN107757732B (zh) * 2017-09-30 2019-10-18 南京惠德机械有限公司 一种高强度汽车尾翼的生产工艺
CN109022949A (zh) * 2018-09-17 2018-12-18 黄勇洪 一种节能保温断桥铝合金型材
CN109022949B (zh) * 2018-09-17 2019-12-06 黑龙江德誉达实业有限公司 一种节能保温断桥铝合金型材
CN110923514B (zh) * 2019-11-28 2021-06-04 西安昆仑工业（集团）有限责任公司 一种压铸铝合金的熔炼低温固溶热处理方法
CN110923514A (zh) * 2019-11-28 2020-03-27 西安昆仑工业（集团）有限责任公司 一种压铸铝合金的熔炼低温固溶热处理方法
CN113186474A (zh) * 2020-04-02 2021-07-30 何朝辉 一种掺杂稀土元素钇的6061铝合金生产用热处理加工设备
CN113186474B (zh) * 2020-04-02 2022-05-31 常州铂林热处理有限公司 一种掺杂稀土元素钇的6061铝合金生产用热处理加工设备
CN113005340A (zh) * 2021-03-05 2021-06-22 四会市辉煌金属制品有限公司 一种高性能低成本压铸铝合金及其冶炼方法
CN114959368A (zh) * 2022-04-19 2022-08-30 山东意吉希精密制造有限公司 一种Al-Fe型电机转子合金及其制备方法与应用
CN115404370A (zh) * 2022-09-05 2022-11-29 珠海市润星泰电器有限公司 基于流变压铸的高硬度铝合金及其制备方法
CN115927983A (zh) * 2022-12-23 2023-04-07 苏州宇上实业有限公司 6系铝合金板材的制备方法

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CA2594516A1 (en) 2006-06-29

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Haque et al. Effect of silicon on strength and fracture surfaces of aluminium–silicon casting and Heat Treated Alloys
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Zhang et al. Improved tensile properties of a new aluminum for high pressure die casting

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