CN104046854A - 适于高压模具铸造的铝合金 - Google Patents

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Abstract

提供了一种无铜铝合金，所述无铜铝合金适于高压模具铸造并且能够在升高的温度下时效硬化。所述合金包括约9.5-13wt%的硅、约0.2到0.6wt%的镁、约0.1到2wt%的铁、约0.1到2wt%的锰、约0.1到1wt%的镍、约0.5到3wt%的锌以及0到0.1wt%的锶，以及平衡的铝。还提供了用于制造高压模具铸造物的方法以及由所述合金制造的铸造物。

Description

适于高压模具铸造的铝合金
技术领域
本发明总体涉及一种被阐明为用于高压模具铸造(HPDC)的无铜铝合金以及其铸造物，所述铸造物能够在升高的温度处以降低的孔隙率时效硬化，因此对于尤其是汽车行业中的应用拥有优良的机械性能。
背景技术
HPDC是用于金属部件工业生产的有成本效率并且普遍的方法，所述金属部件需要精确的尺寸一致性、低尺寸公差，并且其中平滑的表面光洁度是重要的。汽车产业中的制造现在越来越多地需要生产具有高拉伸性能和延展性的组合的近净形铝部件，并且HPDC为大量的小到中型尺寸的部件提供最经济的生产方法。
铝合金铸造物占据大多数HPDC铸造物，并且例如可在大范围的汽车部件中找到。为了避免铸造部件的间断，熔融合金被足够快速地喷射到模具空腔中，从而在空腔的任何部分开始固化之前填充整个空腔。因此，喷射在高压下进行，并且熔融金属随着它被迫进入模具而受到湍流，并且随后快速地固化。因此，被熔融合金替代的空气有很少的时间逃逸，它们中的某些受困并且导致孔隙。铸造物还包含由有机模具壁润滑物的气体蒸汽分解产品导致的孔隙，并且孔隙还可以导致固化期间的收缩。
由HPDC过程导致的孔隙的主要缺陷是，铝合金铸造物由通常具有响应于时效硬化的能力而不能被人工时效的铝来制成，也就是说，他们不能以人工时效条件的高温特性来处理。含有在高压模具铸造物中形成化合物的一种或多种气体的内部孔隙，在升高的温度处在常规溶液处理期间膨胀，从而导致在铸造物上形成表面起泡。这些起泡的存在不仅影响铸造物的外观还影响尺寸稳定性，并且在某些情形中，它可能负面影响HPDC部件的特定机械性能。具体地，铝合金HPDC铸造部件不易于服从在诸如500℃的高温下的固溶处理(T4)，从而显著地降低了通过完整的回火T6和/或T7(等同地措辞为回火T4和T5的组合)热处理来析出硬化的潜力。几乎不能找到没有大气泡的常规处理的HPDC部件。
在Al-Si铸造合金(例如，合金319、356、390、360、380)中，加强是通过在铸造之后的热处理来实现的，其添加了各种合金硬化溶质，包括但不限于Cu和Mg。铸造铝的热处理涉及描述为时效硬化或析出加强的机制。热处理(常规的T6和/或T8热处理)大体上包括3个步骤的组合或其中的至少一个:(1) 在低于合金熔点的相对高的温度固溶处理(也限定为T4)通常超过8小时或更多的时间，以便溶解其合金(溶质)元素并且以便均化或修改微结构；(2)固溶处理之后，在诸如水的冷或温液体介质中快速冷却或淬火，以便保持过饱和固体溶液中的溶质元素；(3)通过使合金在一段时间内处于适于通过析出实现硬化或加强的中间温度来人工时效(T5))。固溶处理(T4)用于三个主要目的:(1)溶解将随后导致时效硬化的元素，(2)不溶解的组成部分的球化，以及(3)材料中溶质浓度的均化。在T4固溶处理之后淬火将保持过饱和固体溶液(SSS)中的溶质元素，并且还形成过饱和的空位从而强化析出物的扩散和分散。为了使合金的强度最大化，应当防止淬火期间所有加强相的析出。时效(T5，自然或人工时效)形成加强析出物的受控分散。
T5时效通常具有三种类型的时效条件(见图1)，它们通常被称为欠时效、峰值时效和过时效。在预时效或者时效的初始阶段处，形成纪尼埃-普雷斯(GP)区域和细小的可剪切析出物，并且所述铸造物被认为是欠时效的。在这种条件下，铸造物的机械性能(例如材料硬度和屈服强度)通常较低。增加在给定温度的时间或在较高温度时效进一步放出析出结构，从而将机械性能(例如硬度和屈服强度)增加到最大水平以便实现峰值时效/硬度条件。进一步时效降低硬度/屈服强度，并且铸造物由于析出物粗化而变得过时效并且其结晶转换变得不连贯。图2示出了在170℃的温度时效的铸造铝合金A356/357的时效响应的示例。对于在给定时效温度测试的时效时段，铸造物经历了欠时效、峰值时效和过时效阶段。
考虑到常规HPDC铝部件不可避免地包含内部孔隙，人工时效(T5)变成为实现期望的机械性能而不导致起泡的非常重要的步骤。发生了时效导致的加强，因为在过饱和固体溶液中存在的保持的硬化溶质形成析出物，所述析出物细微地分散在细粒中并且所述析出物通过滑移和塑性流动来增加了铸造物抗变形的能力。当时效处理导致形成至少一种类型的这些细微的析出物的临界分散时，可以发生最大的硬化和加强。
另外，在常规HPDC过程中，铸造部件通常在模具打开和淬火之前缓慢冷却到低温，例如低于200℃。这就显著地减小了随后的时效潜力，因为通过降低淬火温度而使硬化溶质的溶解性显著地降低。因此，铝基体中在随后的时效硬化中可用的剩余的硬化溶质(例如Cu和Mg)是非常有限的。虽然合金可含有3-4%的Cu标称组分，但是多数的Cu与其他元素组合从而形成中间相。没有固溶处理，含Cu的中间相将不会对材料的时效硬化做出贡献。因此，在生产所使用的当前HPDC合金中添加Cu，在性能改进和保证品质方面不是有效的。
典型HPDC铝合金是含有约3-4%Cu的Al-Si基合金。通常公认的是，铜(Cu)在所有合金溶质/元素中对铝合金铸造物(热处理的和未热处理的，以及在环境的和升高的操作温度处)的强度和硬度具有单独最大的影响。Cu公知为通过增加基体的硬度来改进合金的机械性能，从而使合金更易于生成小的切割碎屑以及精密的机加工精度。在不利的一面，Cu通常降低铝铸造物的耐腐蚀性；并且在某些合金和回火中，增加应力腐蚀敏感性。Cu还增加合金凝固范围并且降低补缩能力，从而导致收缩孔隙的高的可能。
进一步，已经报告的是，具有高的铜含量(约3-4%)的铝合金已经历了不可接受的腐蚀速率，尤其是在含盐的环境。用于变速器和发动机部件的典型高压模具(HPDC)铝合金(例如A380或383)含有2-4%的铜。可以预期的是，这些合金的腐蚀问题将会变得更显著，尤其是当需要较长保质期和较高车辆行车里程时。
已经发展铝合金来解决某些公知问题，但是整体来看铸造物仍有不足。例如，铝合金A380是大体上可时效硬化的合金，其具有下述组分(以wt%):9Si、3.1Cu、0.86Fe、0.53Zn、0.16Mn、0.11Ni和0.1Mg(Lumley，R.N等“热处理铝高压模具铸造物的热特性”l Scripta Materialia 58(2008) 1006-1009，其全部公开内容通过参考引入本文中)。开发者教导Cu相(例如Al2Cu析出物相)对实现人工时效的效益以及改进铸造部件的热导电性是重要的。然而，由于Cu的百分率，铸造物遭受较低的耐腐蚀性、对于铸造缺陷的高可能性、以及高的材料成本。
已知的是，降低Cu含量改进了铝合金材料的耐腐蚀性。然而，Cu被认为是HDPC铝铸造物中必需的硬化成分。在前面的公开物中，某些当前的研究者建议了较低Cu含量，其取决于铸态和热处理条件而以重量在0.5%到1.5%范围内变动(见美国申请序号12／827564，公布号20120000578，其全部公开内容通过此参考并入本文)。尽管如此，在固化之后，铸造固溶中Cu的存在被认为是保留可接受的机械性能(尤其是铸件的硬度/屈服强度)所必需的。
大体上无Cu的合金(例如A356)在所属领域中是公知的，然而，它们通常用于砂模铸造和/或半永久模铸造过程而非用于HDPC，并且如所阐明的，遭受预测的机械性能(例如拉伸强度)的不足。
Lin(美国专利申请序号11／031095)公开了一种具有降低的Cu百分比的铝合金；然而，尽管如此，Lin教导某些铜的存在对硬化过程是重要的。此外，Lin合金配方和铸造物含有低重量百分比的Si以便避免在铸造条件下产生脆的Al-Si共晶网状物。Lin的目标是为了生产适于触变成形的铝合金，所述触变成形是组合了铸造和锻造特征的一种模制过程（其涉及低压模制来生产特定微晶结构）；以及为了避免固溶热处理。Lin的合金将不适于HPDC方法。
所属技术领域中显然存在需要以使铝合金适于HPDC并且易于服从时效硬化，而不损害铸造部件的耐腐蚀性或机械性能。
发明内容
相应地，本公开提供基本没有Cu的铝合金，与公知的HPDC铝合金相比，所述铝合金以降低的孔隙率而适于高压模具铸造和在升高的温度下时效硬化。对于在室温和升高的温度的结构应用，所述铸造物展现出强化的机械性能。
一种根据本发明的铝合金，适于高压模具铸造过程并且能够时效硬化，从而在以升高的温度时效硬化之后提供优良的机械性能。一种铝合金的实施方式基本没有铜并且包括(按重量):约9.5到13%的硅(Si)；约0.2到约0.6%的镁(Mg)；和至少约84%的铝。铝合金还可包括：约0.1到2重量%的铁(Fe)；约0.1到2重量%的锰(Mn);其中Mn:Fe的重量百分比的比率是约0.5-3，并且Mn+Fe的总量从约0.5到约1.5重量%。优选地，如果所述合金形成为具有大于1重量%的Fe，那么合金将还包括锶(Sr)。一种根据本公开的合金还可包括约1重量%的镍(Ni)和约0.5到约3.0重量%的锌(Zn)。上面的组分范围可以基于性能要求来调节。
其他实施方式涉及由根据本发明的铝合金铸造的HPDC物品。一种铝合金形成为使得所述合金展现出在15-16体积%范围内的共晶相，并且当与公知的HPDC铝合金相比时在相对窄的温度范围内发生固化。实施方式涉及铸造物品，所述铸造物品当被时效硬化(例如在任意的回火T4、T5、T6和T7热处理准则下)时拥有优良的机械性能。
另外的实施方式涉及，用于通过根据本发明的铝合金HDPC制造物品的方法。所述方法包括提供根据本发明的实施方式的熔融铝合金，将所述熔融铝合金在高压下喷射到模具中，在模具中将所述合金固化来形成铸造物，将模具中的所述铸造物冷却到淬火温度，将所述铸造物在淬火溶液中淬火，以及使所述铸造物受到一种或多种时效硬化处理。所述合金被阐明为使得所述铸造物在从约500℃到约650℃的温度范围下固化，并且时效硬化以使得所述铸造物展现出在15-16体积%范围内的共晶相。
本发明还包括如下方案：
1. 一种铝合金，所述铝合金适于高压模具铸造并且能够在升高温度下时效硬化，所述合金包括:
至少约84重量%的铝(Al)；
约9.5到约13重量%的硅(Si)；
约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)；并且
基本没有铜(Cu)。
2. 如方案1所述的合金，还包括：
约0.1到2重量%的铁(Fe)；
约0.1到2重量%的锰(Mn)；
其中，Mn:Fe的重量百分比的比率是约0.5到约3，并且Mn+Fe的总量从约0.5到约2.0重量%，优选地小于1.5重量%。
3. 如方案2所述的合金，其中，Mn:Fe的重量百分比的比率在约1.0与2之间，并且Mn+Fe的总量从约0.8到约1.2%。
4. 如方案2所述的合金，其中，如果Fe大于约1.0重量%，那么所述合金应当还包括锶(Sr)。
5. 如方案2所述的合金，还包括：
约0.1到1重量%的镍(Ni)；
约0.5到3.0重量%的锌(Zn)；以及
约0到0.1重量%的锶(Sr)。
6. 一种适于高压模具铸造并且能够时效硬化的铝合金，所述合金基本上包括：
至少约84到约90重量%的铝(Al)；
约9.5到约13重量%的硅(Si)；
约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)；
约0.1到约2重量%的铁(Fe)；
约0.1到约2重量%的锰(Mn)；
约0.1到约1重量%的镍(Ni)；
约0.5到约3.0重量%的锌(Zn)；以及
约0到约0.1重量%的锶(Sr)。
7. 根据方案6所述的一种适于高压模具铸造并且能够时效硬化的铝合金，所述合金基本上包括：
约11重量%的Si；
约0.4重量%的Mg；
约1.0重量%的Fe；
约0.8到约1.0重量%的Mn；
约0.3重量%的Ni；
约2.0重量%的Zn；以及
平衡的Al。
8. 一种高压模具铸造物品，由根据方案1所述的铝合金铸造。
9. 一种高压模具铸造物品，由根据方案7所述的铝合金铸造。
10. 根据方案8所述的铸造物品，已经在升高温度下经历了时效硬化。
11. 根据方案10所述的铸造物品，展现出在15-16体积%范围内的共晶相。
12. 根据方案10所述的铸造物品，其中，时效硬化条件包括回火T4、T5、T6、和/或T7处理中的任意者。
13. 根据方案12所述的铸造物品，已经在至少500℃的回火T4处理下时效硬化。
14. 根据方案10所述的铸造物品，其中，所述物品通过回火T6/T7处理而时效硬化并且展现出在15-16体积%范围内的共晶相。
15. 根据方案9所述的铸造物品，展现出铸造微结构，所述铸造微结构包括至少一种或多种不可溶固化的和/或析出的粒子，所述至少一种或多种不可溶固化的和/或析出的粒子具有从由下列项所组成的组中选出的至少一种合金元素：Al、Si、Mg、Fe、Mn、Zn、Ni、Sr。
16. 一种制造铝合金高压模具铸造物的方法，所述方法包括：提供根据方案1的熔融铝合金，将所述熔融铝合金在高压下浇铸到模具中，在模具中使所述合金固化来形成铸造物，将模具中的所述铸造物冷却到淬火温度，将所述铸造物在淬火溶液中淬火，以及使所述铸造物受到一种或多种时效硬化处理。
17. 根据方案16所述的方法，其中，所述铸造物在从约500℃到约650℃的温度范围下固化，并且展现出在15-16体积%范围内的共晶相。
18. 根据方案16所述的方法，其中，所述铸造物在小于140度的范围内在超过500℃的温度下固化。
19. 根据方案16所述的方法，其中，所述铸造物受到T5时效硬化处理。
20. 一种制造铝合金高压模具铸造物的方法，所述方法包括：提供熔融铝合金，所述熔融铝合金基本上由下列项组成：至少约84-90重量%的铝(Al)、约9.5到约13重量%的硅(Si)、约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)、约0.1到2重量%的铁(Fe)、约0.1到2重量%的锰(Mn)、约0.1-1重量%的镍(Ni)、约0.5-3.0重量%的锌(Zn)以及约0-0.1重量%的锶(Sr)；将所述熔融铝合金在高压下浇铸到模具中；在模具中使所述合金固化来形成铸造物；将仍在模具中的所述铸造物冷却到淬火温度；将所述铸造物在淬火溶液中淬火；以及使所述铸造物受到T5时效硬化处理，其中，所述铸造物展现出在15-16体积%范围内的共晶相并且在从约500℃到约650℃的温度范围下固化。
考虑下面给出的详细描述和附图,将更充分地理解这些和另外的方面和实施方式。
附图说明
当结合附图阅读时，可以最好地理解下面对具体实施方式的详细描述，其中：
图1示出了对于铝合金的典型T6和/或T7热处理循环。
图2示出了根据现有技术的在70℃时效的铸造铝合金A356/357的时效响应的图示。
图3给出了所属技术领域中已知的铸造铝合金(A380)的计算相图，示出了相转换随着铜含量而变。
图4给出了表格，将现有技术铸造铝合金A380与根据本发明的具体实施方式的示例性铸造合金对比。
图5是A380合金的拉伸样品(示出为在试样的中心部分中有孔隙(块))与根据本发明的实施方式E6的拉伸样品(示出为在试样的中心部分中几乎没有孔隙)的微观图的对比。
图6是A380合金的拉伸样品与根据本发明的合金实施方式在将两种试样浸入3.5%NaCl溶液240h之后的微观图的对比。
图7给出了经验数据和它们的图示，将从T5 HDPC合金A380、A360和根据本发明的特定实施方式E3截取的样品的拉伸性能以及耐腐蚀性和腐蚀导电性进行对比。7A是拉伸(T5)数据的表格，将从HDPC铸件A380、A360截取的拉伸试样进行对比；7B给出了三个样品的腐蚀电流密度的图示，并且图7C给出了三个样品的腐蚀速率的图示。
图8给出了表格式经验数据，将铸态和T5时效HDPC样品铸件(由公知的合金A380与根据本发明的六个具体合金实施方式铸造)的拉伸性能进行对比。
图9是微观图的对比，示出了由示例性HDPC合金A380铸造的T5时效HDPC物品以及由根据本发明的实施方式的具体合金E6铸造的T5时效HDPC物品的微观结构。
具体实施方式
本公开的实施方式总体涉及基本没有Cu的铝合金，所述铝合金形成为提供HPDC铸造成分，所述HPDC铸造成分能够在升高的温度下时效硬化并且展现出优良的机械性能和降低的孔隙率。不像所属技术领域中公知的铝基的含铜合金铸造物，本发明的铸造物能够全范围回火时效硬化处理。
如在此使用的，“铸造物”总体涉及通过铝合金组分的固化形成的铝合金高压模具铸造物。从而，在此，铸造物可以涉及在高压模具铸造过程和/或固化之后的热处理过程的任何阶段期间，而无论是否冷却、淬火、时效或以其他方式处理。进一步，铸造物可包括通过本发明的实施方式形成的任何部分、成分、产品。
进一步，如在此使用的，“机械性能”和它的相关短语总体上涉及强度、硬度、韧性、弹性、塑性以及柔性和延展性（其测量金属(例如铝和它的合金)在负载作用下表现怎样）中的至少一个和/或任意组合。机械性能总体上根据金属必须承受的力或应力的类型以及怎样抵制这些力或应力而描述。
如在此使用的，“强度”涉及屈服强度、极限强度、拉伸强度、疲劳强度和冲击强度中的至少一个和/或任意组合。强度总体上涉及使金属能够在负载下抵抗变形的性能。屈服强度总体上涉及材料开始塑性变形的应力。在工程中，屈服强度可以限定为发生预定量(例如约0.2%)的永久变形的应力。极限强度总体上涉及金属可以承受的最大应变。拉伸强度总体上涉及当置于拉伸负载中时将被拉开时的阻力的测量值。疲劳强度总体上涉及金属抵抗各种快速改变应力的能力并且可以由对于指定数量循环的交替应力的幅值表示。冲击强度总体上涉及金属抵抗突然施加的负载的能力。通常，屈服强度越高，其他强度也越高。
如在此使用的，“硬度”总体上涉及金属抵抗永久变形的性能。硬度总体上与强度直接成比例。因此，具有高强度的金属也通常具有高硬度。
固化来形成铸造物的铝合金组分公知为包括多种元素，例如但不限于：铝(Al)、硅(Si)、镁(Mg)、铜(Mg)、铁(Fe)、锰(Mn)、锌(Zn)、镍(Ni)、钛(Ti)、锶(Sr)等。所述元素和它们限定铝合金组分的相应浓度可以显著地影响它们形成的铸造物的机械性能。更特殊地，某些元素可被称为硬化溶质。这些硬化溶质可以在铸造物的固化、冷却、淬火和时效以及热处理过程期间接合和/或结合它们自身和/或其他元素。时效总体上用于加强铸造物。然而，由于上述原因，对于时效可用的各种过程，总体上只有某些对于铝合金高压模具铸造过程适用和/或足够有效。为高压模具铸造领域公知的铝合金铸造物总体上限于回火T5处理时效(自然或人工)。时效通过促进铝合金组分的硬化溶质析出而将铸造物加强。
人工时效(T5)将铸造物加热到升高的温度(通常是中温)达足以通过硬化溶质的析出来强化铸造物的时间长度。因为析出是运动学过程，所以能够析出的硬化溶质的相应浓度(过饱和)对铸造物的时效硬化响应是重要的。因此，硬化溶质的浓度和其析出的有效性显著地影响铸造物在时效期间强化的范围。如果防止或基本防止硬化溶质在时效之前结合它们自身和/或其他元素，那么硬化溶质可以在时效期间析出以便强化铸造物。
为了防止或者至少基本防止硬化溶质在时效之前结合它们自身和/或铝合金组分的其他元素，并且从而保持硬化溶质的有效性，铸造物在模具中冷却到淬火温度并且在此后立即淬火。为了帮助铸造物冷却到淬火温度，实施方式可包括选择性加热和/或冷却铸造物的一个或多个指定区域(在其从模具移除以便催化之前)。
进一步，为了增加时效期间的析出，并且从而改善铸造物的机械性能，一种或多种指定硬化溶质通常结合到铝合金组分中。传统上，所属领域承认镁(Mg)、铜(Cu)和硅(Si)是特别高效的并且甚至是硬化铝合金溶质所必需的。Mg可与Si组合来形成Mg/Si析出物，例如β″、β'和平衡Mg2Si相。析出物类型、大小和浓度通常取决于当前时效条件和铝合金的组分。例如，欠时效倾向于形成可剪切β″析出物，而峰值时效和过时效总体上形成不可剪切β'和平衡Mg2Si相。当将铝合金时效时，Si可单独形成Si析出物。然而，Si析出物在加强铝合金方面总体上不像Mg/Si析出物那样有效。进一步,Cu可与铝(Al)组合来在Al-Si-Mg-Cu合金中形成多个亚稳定析出相，例如θ'、θ(这被认为在加强方面是非常有效的)。
还广泛承认的是，更有效的硬化溶质的增加的浓度可以结合到铝合金组分中以便增加它们时效时的析出有效性。根据HPDC常规铝合金组分的规格，最大的Mg结合浓度总体上小于相应组分重量的0.1%。然而，在工业实践中，在这种铝合金组分中的Mg浓度倾向于比0.1%低得多。因此，所述组分总体上不能形成Mg/Si析出物，因而，铸造物通过Mg/Si析出的最小程度强化形成（即使在T5时效过程期间）。实际上，通常公认的是，在这种情形中铸造物唯一可行的强化导致Al/Cu析出物的形成。因此，Cu被认为是在HPDC操作中铝硅合金中必需的强化溶质。
然而，当使HPDC铸造物受到期望的时效硬化回火处理时，Cu的硬化效力和贡献可出奇地受到限制。虽然典型HPDC铝合金(例如A380、380或383)含有3-4%的Cu标称组分，但是对于随后的时效，铸态的铝基体中剩余的实际的Cu溶质实际上大大降低。如图3所示，铝基体中的Cu含量仅为约0.006%(甚至当铸造物在约200℃淬火时)。如果所述成分/部分不经历高温固溶处理，在固化期间，Cu的大多数被束缚，而Fe和其他元素形成中间金属相，其没有时效响应。在这种情形中，含Cu的中间金属相在应变硬化中扮演的角色类似于其他第二相粒子(像Si)。Cu对时效硬化的贡献实际上是很小的。因此，就Cu作为硬化溶质的重要性而言，与常规相反的是，当前研究者惊奇地发现，Cu可以从合金移除（如果该组分在特定参数方面被另外地阐明），以便实现基本没有Cu的铝合金，这提供具有较大的耐腐蚀性和某些优良的机械性能的HPDC铸造物。
相应地，本发明的一个实施方式提供了一种铝合金，所述铝合金适于HPDC过程并且能够在升高的温度回火时效硬化。所述合金包括至少约84重量%的铝(Al)；约9.5到约13重量%的硅(Si)；约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)；并且基本没有铜(Cu)。Mg和Si是有效的硬化溶质。Mg与Si组合来形成Mg/Si析出物，例如β″、β'和平衡Mg2Si相。实际析出物类型、量和大小取决于时效条件，并且具体地取决于铸造之后基体中剩余的Mg和Si含量。与Cu相比，铝基体中Si和Mg的溶解性更高。同样，铝基体中Mg和Si的扩散率比Cu更高。将Si增加为接近共晶组分(~12%)还可帮助减小凝固范围并且因此增加铸造物的铸造性和品质。Mg和Si都比Cu更轻并且成本更低。
理想地，无Cu的铝合金应当在固化之后产生类似品质的微结构第二相粒子。所述合金还应包含铁(Fe)来避免粘模。然而，如果不以成适当比例的量添加锰(Mn)，Fe可容易地形成不期望的针状中间金属相。建议将Mn的量与Fe的量的比率保持大于约0.5。
根据其他实施方式，铝合金还包括：约0.1到2重量%的Fe；重量百分比约0.1到2重量%的Mn；其中Mn:Fe的重量百分比的比率是约0.5到约3，并且Mn+Fe的总量为从约0.5到约1.5重量%。在某些特定实施方式中，Mn:Fe的重量百分比的比率在1.0与2之间，并且Mn+Fe的总量从约0.8%到约1.2%。当所述合金包括大于约1.0重量%的铁时，那么所述合金应当还包括约500ppm的锶(Sr)。在其他特定实施方式中，所述合金还包括约0.1到1重量%的镍(Ni)；约0.5到3.0重量%的锌(Zn)；和约0到0.1重量%的锶(Sr)。根据非常具体的实施方式，铝合金（其适于HPDC并且能够时效硬化）基本上由下列项组成：至少约84到约90重量%的铝(Al)；约9.5到约13重量%的Si；约0.2到约0.6重量%的Mg；约0.1到约2重量%的Fe；约0.1到约2重量%的Mn；约0.1到约1重量%的Ni；约0.5到约3.0重量%的Zn；以及0到约0.1重量%的Sr。在更具体的实施方式中，铝合金基本上由下列项组成：约11重量%的Si；约0.4重量%的Mg；约1.0重量%的Fe；约0.8到约1.0重量%的Mn；约0.3重量%的Ni；约2.0重量%的Zn；以及平衡的Al。所有其他痕量元素的量应包括不超过合金的约0.25重量%。
图4的表1给出了根据本发明的两个示例性具体实施方式与常规A380HPDC合金之间的第二相粒子和固化凝固范围的计算量的对比。显然，在固化之后，本发明的示例性合金具有类似量的共晶相粒子，但所述固化范围减小接近60℃，这是铸造物品质(低收缩孔隙率)所期望的。因此，根据本发明的铝合金将拥有如同A380的铸态拉伸性能，但在回火T5处理之后将拥有优良的性能。根据某些实施方式，根据本公开的基本没有Cu的铝铸造物在回火T5或T6/T7时效硬化并且展现出在15-16体积%范围内的共晶相。
参阅图5，给出了A380合金(上)以及根据本发明的合金E6(下)的试样的微观图以便于对比。A380合金的拉伸样品示出了试样的中心部分中有孔隙(块)；而具体实施方式E6的拉伸样品示出了试样的中心部分中几乎没有孔隙。在升高的温度下以减少的孔隙而时效硬化的能力提供了具有尤其适用于汽车行业应用的优良的机械性能的铸件。
如由如图6给出的微观图显示的，当与现有技术HPDC合金A380对比时，由根据本发明的合金制成的铸件拥有优良的耐腐蚀性。由本发明的合金给予的关键益处是，在所属领域中公知的与Cu含量相关联的腐蚀问题可被消除而不会损害HPDC铸造物品的强度。图7进一步示出了这一点。7A是在测试和对比HDPC铸造样品(来自公知的HDPC A380和A360合金与根据本发明的具体合金实施方式E3)的实验中生成的数据的图表式整理。铸件受到T5时效。为了比较之目的，组分、铸件的拉伸性能和腐蚀导电性数据都已示出。腐蚀导电性还在图7B和7C中图表地示出。对数据进行检查显示出，与以A380和A360为示例的现有HPDC合金相比，不包含Cu的E3拥有更好的耐腐蚀性。进一步，E3具有至少类似的铸态拉伸性能，但具有更好的时效响应，并且因此在T5热处理之后与示例性HDPC合金A380和A360相比具有更高的拉伸强度。显然，根据本发明的合金还重量稍轻，从而提供另外的低成本益处。
图8给出了对于两组实验的制表的经验数据，其将铸态和T5时效HDPC样品铸件(来自公知的合金A380与根据本发明的六个特定合金实施方式)的拉伸性能进行对比。拉伸样品在具有12.7mm规格直径的硬模(PM模具)中制成。第一组实验结果指示，在PM模具铸造中，本发明的具体合金实施方式E1-E3的铸件与A380合金相比拥有至少等同或更好的铸态和T5机械性能。第二组实验结果指示，硬模(PM)铸造中，与A380合金相比，本发明的具体合金实施方式E4-E6的铸件拥有至少等同或更好的铸态和T5机械性能。
根据另一个实施方式，提供了根据本公开形成的基本没有Cu的铝合金的HPDC铸造物品。不像常规含Cu合金，无Cu的合金可经历高效回火T4、T5或T6/T7时效硬化处理。在具体实施方式中，铸造物品以至少500℃的回火T4处理温度时效硬化。铸造物品可具有微结构，所述微结构包括不可溶固化的和/或析出的粒子中的至少一种或多种，所述不可溶固化的和/或析出的粒子具有从下述项组成的组中选出的至少一种合金元素：Al、Si、Mg、Fe、Mn、Zn、Ni、Sr。如由图9显示的，示例性公知HDPC含Cu合金A380的微结构在T5时效条件之后含有大的共晶粒子，而根据本发明的实施方式的示例性合金E6的微结构拥有较小的共晶粒子。显然，与A380相比，铸态E6物品具有等同体积分数的共晶粒子，但具有窄得多的凝固范围(这有益于铸造物品质)。
根据其他实施方式，提供了HPDC制造过程，其中提供了基本没有Cu的熔融铝合金并且在高压下浇铸到模具中。合金在模具中固化而形成铸造物，并且允许模具中的铸造物冷却到期望的淬火温度(这大体上是由经验确定的)。铸造物可以从模具移除并且在淬火溶液中淬火。铸造物可受到一种或多种时效硬化回火处理，其包括T4(固溶热处理并且在环境温度时效)、T5(冷却并且随后在升高的温度人工时效)、T6(固溶热处理并且在升高的温度人工时效)和T7(固溶热处理并且稳定化)。在具体方法的实施方式中，根据本公开的铸造物在从约500℃到约650℃的温度固化并且展现出在15-16体积%范围内的共晶相。在具体实施方式中，铸造物在小于140度的温度范围内在超过500℃的温度下固化。
根据非常具体的实施方式，制造高压模具铝合金铸造物的方法包括：提供熔融铝合金，其大体上包括：至少约84-90重量%的铝(Al)、约9.5到约13重量%的硅(Si)、约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)、约0.1到2重量%的铁(Fe)、约0.1到2重量%的锰(Mn)、约0.1-1重量%重量%的镍(Ni)、约0.5-3.0重量%的锌(Zn)、以及约0-0.1重量%的锶(Sr)；将所述熔融铝合金在高压下浇铸到模具中；所述合金在模具中固化而形成铸造物；将所述铸造物仍然在模具中冷却到淬火温度；将所述铸造物在淬火溶液中淬火；以及使所述铸造物受到T5时效处理，其中所述铸造物展现出在15-16体积%范围内的共晶相并且在从约500℃到约650℃的温度范围固化。
应当指出，在此采用的术语如“总体上”、“常见地”以及“典型地”并非用以限制要求保护的实施方式的范围或暗示某些特征是关键的、必不可少的，或者甚至对要求保护的实施方式的结构或功能是重要的。相反地，这些术语仅用于标识实施方式的特定方面或强调在特定实施方式中可能被采用或没有被采用的备选或附加特征。
为了在此描述和限定实施方式，应当指出，在此采用的术语“基本”、“显著地”以及“约”用以表示可归因于任何量化比较、数值、测量值或者其他符号的固有的不确定程度。在此还采用术语“基本”、“显著地”以及“约”来表示量化表现在不导致所讨论的主题物的基本功能发生改变的情形下可不同于所述参考表述的程度。
尽管已经通过参阅其具体实施方式详细描述了本发明的实施方式，应当清楚的是，在不偏离所附权利要求限定的实施方式的范围的情况下，可以做出多种改型和变型。更具体地说，尽管本发明的实施方式的某些方面在此被标识为优选的或特别有利的，但是能想到的是，本发明的实施方式并非必须局限于本发明的这些优选方面。

Claims (10)

1. 一种铝合金，所述铝合金适于高压模具铸造并且能够在升高温度下时效硬化，所述合金包括:
至少约84重量%的铝(Al)；
约9.5到约13重量%的硅(Si)；
约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)；并且
基本没有铜(Cu)。
2. 如权利要求1所述的合金，还包括：
约0.1到2重量%的铁(Fe)；
约0.1到2重量%的锰(Mn)；
其中，Mn:Fe的重量百分比的比率是约0.5到约3，并且Mn+Fe的总量从约0.5到约2.0重量%，优选地小于1.5重量%。
3. 如权利要求2所述的合金，其中，Mn:Fe的重量百分比的比率在约1.0与2之间，并且Mn+Fe的总量从约0.8到约1.2%。
4. 如权利要求2所述的合金，其中，如果Fe大于约1.0重量%，那么所述合金应当还包括锶(Sr)。
5. 如权利要求2所述的合金，还包括：
约0.1到1重量%的镍(Ni)；
约0.5到3.0重量%的锌(Zn)；以及
约0到0.1重量%的锶(Sr)。
6. 一种适于高压模具铸造并且能够时效硬化的铝合金，所述合金基本上包括：
至少约84到约90重量%的铝(Al)；
约9.5到约13重量%的硅(Si)；
约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)；
约0.1到约2重量%的铁(Fe)；
约0.1到约2重量%的锰(Mn)；
约0.1到约1重量%的镍(Ni)；
约0.5到约3.0重量%的锌(Zn)；以及
约0到约0.1重量%的锶(Sr)。
7. 一种高压模具铸造物品，由根据权利要求1所述的铝合金铸造。
8. 一种高压模具铸造物品，由根据权利要求7所述的铝合金铸造。
9. 一种制造铝合金高压模具铸造物的方法，所述方法包括：提供根据权利要求1的熔融铝合金，将所述熔融铝合金在高压下浇铸到模具中，在模具中使所述合金固化来形成铸造物，将模具中的所述铸造物冷却到淬火温度，将所述铸造物在淬火溶液中淬火，以及使所述铸造物受到一种或多种时效硬化处理。
10. 一种制造铝合金高压模具铸造物的方法，所述方法包括：提供熔融铝合金，所述熔融铝合金基本上由下列项组成：至少约84-90重量%的铝(Al)、约9.5到约13重量%的硅(Si)、约0.2到约0.6重量%的镁(Mg)、约0.1到2重量%的铁(Fe)、约0.1到2重量%的锰(Mn)、约0.1-1重量%的镍(Ni)、约0.5-3.0重量%的锌(Zn)以及约0-0.1重量%的锶(Sr)；将所述熔融铝合金在高压下浇铸到模具中；在模具中使所述合金固化来形成铸造物；将仍在模具中的所述铸造物冷却到淬火温度；将所述铸造物在淬火溶液中淬火；以及使所述铸造物受到T5时效硬化处理，其中，所述铸造物展现出在15-16体积%范围内的共晶相并且在从约500℃到约650℃的温度范围下固化。
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