CN105283568A - 具有改进的高温特性的铸造铝合金 - Google Patents

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Abstract

一种铝合金以重量百分比计包含0.1-0.25？Si、最多0.10？Fe、2.0-3.4？Cu、0.9-1.2？Ni、1.3-1.8？Mg、最多0.25？Ti以及一种或多种分散体形成元素，其余是铝和不可避免的杂质。所述合金适合于铸造，并且可形成为铸造合金产品。另外，所述合金展示优异的高温机械特性，特别是高温疲劳强度以及良好耐腐蚀性。

Description

具有改进的高温特性的铸造铝合金
相关申请的交叉引用
本申请是2013年12月13日提交的美国临时申请号61/915,916的非临时申请并且要求所述临时申请的优先权，所述申请以引用的方式整体并入本文且构成其一部分。
发明领域
本发明总体上涉及一种用于铸造和其他应用的铝合金，并且在一些具体方面，涉及一种在高温下具有改进的强度、耐疲劳性和耐腐蚀性的铝合金，以及用于加工这类合金的方法。
背景
用于高温应用(例如，达200℃)的某些铝合金部件如涡轮增压器叶轮经常通过锻造2XXX系列铝合金制成。例如，涡轮增压器叶轮经常由锻造2618-T6合金制成。这类部件还可通过铸造3XX系列合金如354.0-T6来制成。然而，这类现有合金具有某些缺点和限制。例如，现有锻造合金可遭受腐蚀问题，特别是在较高操作温度下。此外，锻造合金具有另外缺点：比铸造合金固有成本更高(可能达3-4倍)来生产以及由于生产所需的锻造和机械加工的性质而具有受限的设计灵活性。现有铸造合金如C355.0-T61和354.0-T6具有在较高操作温度(例如，在150℃以上)降解的机械特性，如强度和耐疲劳性。一些现有铸造铝合金利用了高水平的铜或铁以产生增加的拉伸和屈服强度。然而，增加的Cu含量对这类合金的耐腐蚀性有害，并且增加的Fe含量对高温疲劳强度极其有害。
因此，这类合金在高温下使用时具有限制，并且这类限制可影响涡轮增压器本身的性能限制。提供本发明来解决这些问题和其他问题中的至少一些，并且提供未由现有合金、加工方法和制品提供的优点和方面。本发明的特征和优点的充分讨论延迟到以下详细说明中。
概述
以下呈现本发明的方面的总体概述以便提供对本发明的基本了解。此概述不是本发明的广泛综述。它不意图鉴定本发明的关键或重要要素或描述本发明的范围。以下概述仅以一般形式呈现本发明的一些方面作为以下提供的更详细说明的前序。
本公开的方面涉及一种铸造铝合金，其组成以重量百分比计包含：
Si：0.1-0.25
Fe：最多0.10
Cu：2.0-3.4
Ni：0.9-1.2
Mg：1.3-1.8
Ti：最多0.25，以及
一种或多种分散体形成元素，其余是铝和不可避免的杂质。在一个实施方案中，不可避免的杂质可各自以0.05wt.％的最大含量存在，并且不可避免的杂质的最大总含量可以是0.15wt.％。
根据一方面，所述一种或多种分散体形成元素选自由以下组成的组：钒、锆、锰、铬、钪、铪、铌、钇、钛以及其组合。在不同实施方案中，每种分散体形成元素可以达0.20wt.％或达0.15wt.％的量存在。或者，在不同实施方案中，所述分散体形成元素可一起以达0.20wt.％或达0.15wt.％的量存在。
根据另一方面，所述合金可具有最多0.08wt.％或最多0.06wt.％的铁含量。
根据另一方面，所述合金可具有2.0wt.％-3.2wt.％或2.0wt.％-3.0wt.％的铜含量。
根据另外方面，所述合金可具有最多0.20wt.％的钛含量，和/或所述合金可具有作为杂质的最多0.1wt.％的锌含量。
根据另一方面，所述合金是铸件，并且所述铸造合金可具有100μm或更小的合金平均晶粒尺寸。在一个实施方案中，铸造合金的平均晶粒尺寸可以是50μm或更小。
本公开的另外方面涉及一种由如本文所述的铝合金形成的铝合金产品，如铸造铝合金产品。这种铸造铝合金产品的一个实例是涡轮增压器叶轮或压缩机轮。可使用所述合金制造许多其他不同类型的铸造铝合金产品或其他铝合金产品。铸造产品可在铸造之后进行固溶热处理和/或人工时效处理，如通过T7热处理。
根据一方面，所述铸造产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少150,000个循环。在其他实施方案中，所述铸造产品能够在这些相同条件下耐受至少200,000或250,000个循环。
根据另一方面，所述铸造产品在200℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少60,000个循环的B1可靠性值。
根据另一方面，所述铸造产品在175℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少90,000个循环的B1可靠性值。
根据另一方面，所述铸造产品在175℃或200℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少100,000个循环的B10可靠性值。
本公开的其他方面涉及一种形成铸造产品的方法，所述方法包括铸造如本文所述的铝合金以形成铸造产品，使所述铸造产品经受热等静压，对所述铸造产品进行固溶热处理，并且对所述铸造产品进行人工时效处理。在一个实施方案中，热处理和时效工艺可利用T7热处理工艺。
本发明的其他特征和优点将由结合附图进行的以下描述而显而易见。
附图简述
为了允许更全面地理解本发明，现在将参考附图通过举例描述本发明，其中：
图1是呈涡轮增压器叶轮形式的铸造制品的透视图，所述铸造制品可使用根据本公开的方面的合金制造；
图2是在不同温度下均热30分钟之后不同合金之间的极限拉伸强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图3是在不同温度下均热1000小时之后不同合金之间的极限拉伸强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图4是在不同温度下均热30分钟之后不同合金之间的屈服强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图5是在不同温度下均热1000小时之后不同合金之间的屈服强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图6是在不同温度下均热30分钟之后不同合金之间的伸长的比较，如在以下实施例1中所述；
图7是在不同温度下均热1000小时之后不同合金之间的伸长的比较，如在以下实施例1中所述；
图8是在不同温度下均热30分钟之后不同合金之间的疲劳强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图9是在不同温度下均热1000小时之后不同合金之间的疲劳强度的比较，如在以下实施例1中所述；
图10是如在以下实施例2中所述的用于腐蚀测试的样品的照片；
图11包括示出如在以下实施例2中所述的在合金A-T7的铸造样品表面处的腐蚀的显微照片；
图12包括示出如在以下实施例2中所述的在2618-T6合金的锻造样品表面处的腐蚀的显微照片；
图13包括示出如在以下实施例2中所述的在354.0-T6合金的铸造样品表面处的腐蚀的显微照片；
图14包括示出如在以下实施例3中所述的不同合金的晶粒尺寸的显微照片；
图15是在不同温度下均热30分钟之后具有不同晶粒尺寸的合金A的样品之间的极限拉伸强度、拉伸屈服强度和拉伸伸长的比较，如在以下实施例3中所述；
图16是在不同温度下均热30分钟之后具有不同晶粒尺寸的合金A的样品之间的疲劳强度的比较，如在以下实施例3中所述；
图17是在不同温度下均热1000小时之后具有不同铁水平的合金样品的极限拉伸强度的比较，如在以下实施例4中所述；
图18是在不同温度下均热1000小时之后具有不同铁水平的合金样品的屈服强度的比较，如在以下实施例4中所述；
图19是在不同温度下均热1000小时之后具有不同铁水平的合金样品的伸长的比较，如在以下实施例4中所述；
图20是在不同温度下均热1000小时之后具有不同铁水平的合金样品的疲劳强度的比较，如在以下实施例4中所述；并且
图21A-21D是具有不同铁水平的合金样品的扫描电子显微照片，如在以下实施例4中所述。
详述
一般来说，本文所述的合金组合物提供一种铝合金，所述铝合金适合于铸造复杂形状，具有减少的铜含量和铁含量以分别产生改进的高温耐腐蚀性和疲劳强度。对于相同最终用途，相较于可比的锻造合金，所述铸造合金在高温(例如，达200℃)下出人意料地以更低的生产所需成本产生类似或甚至优异的机械特性。
本公开的方面涉及一种适合于铸造的铝合金组合物，其以重量百分比计包含：
一种或多种分散体形成元素，其余是铝和不可避免的杂质。
在一个实施方案中，所述合金可包含0.1wt.％-0.25wt.％的量的硅。在其他实施方案中，所述合金可包含0.15wt.％-0.25wt.％或0.20wt.％-0.25wt.％硅。另外，在一个实施方案中，所述合金可包含1.3wt.％-1.8wt.％的量的镁。硅和镁添加剂能够增加所述合金的强度。
在一个实施方案中所述合金可包含最多0.10wt.％的量的铁，或在另一个实施方案中最多0.08wt.％，或在另一实施方案中最多0.06wt.％。如以下所述，这一减少的铁含量改进所述合金的高温耐疲劳性。
在一个实施方案中所述合金可包含2.0wt.％-3.4wt.％的量的铜，或在另一个实施方案中2.0wt.％-3.2wt.％，或在另一实施方案中2.0wt.％-3.0wt.％。铜添加剂能够增加所述合金的强度。然而，如上所述，对这些铜添加剂加以限制以便不会降低所述合金的耐腐蚀性。
在一个实施方案中，所述合金可包含0.9wt.％-1.2wt.％的量的镍。镍添加剂能够增加所述合金的强度。
在一个实施方案中所述合金可包含最多0.25wt.％的量的钛，或在另一个实施方案中最多0.20wt.％。在其他实施方案中，所述合金可包含0.04wt.％-0.25wt.％、0.10wt.％-0.25wt.％、0.04wt.％-0.20wt.％或0.10wt.％-0.20wt.％的量的钛。钛通常充当所述合金中的晶粒细化剂，并且帮助实现细晶粒尺寸。在一个实施方案中，可出于此目的以TiB2的形式和/或以商业Ti-B晶粒细化剂合金(例如，5∶1Ti-B)的形式添加至少一些Ti。如以下所述，Ti还可充当分散体形成元素，从而向所述合金添加高温抗蠕变性。
在一个实施方案中，所述合金还可包含一种或多种分散体形成元素。分散体形成元素可包含但不限于钒、锆、锰、铬、钪、铪、铌、钇、钛以及其组合。在不同实施方案中，这类分散体形成元素可单独或一起以达0.20wt.％或达0.15wt.％的量或以0.05wt.％-0.20wt.％或0.05wt.％-0.15wt.％的量被包含。在一个实施方案中，所述合金可以达0.20wt.％或达0.15wt.％的量或以0.05wt.％-0.20wt.％或0.05wt.％-0.15wt.％的量包含钒和/或锆。通过包含这类元素形成的分散体能够(特别是在高温下)帮助抵抗蠕变，并且还可增加强度。
所述合金的其余包含铝和不可避免的杂质。在一个实施方案中，不可避免的杂质可各自以0.05的最大重量百分比存在，并且不可避免的杂质的最大总重量百分比可以是0.15。另外，在一个实施方案中，所述合金可包含最多0.1wt.％的量的作为杂质的锌。在另一个实施方案中，所述合金可包含其他合金化添加剂。
所述合金可用于形成多种不同的制品，并且可初始生产为前体产品，如可经由多种技术生产的铸块以及坯料和其他中间产品，所述技术包括铸造技术如连续或半连续铸造和其他技术。进一步加工可用于使用所述合金生产制品，如铸造制品，所述制品可通过熔化且铸造所述铸块或其他前体产品以形成所述铸造制品来生产。应理解在一个实施方案中铸造制品可具有复杂的几何形状，包括一个或多个内部空腔或凹形部分和/或非恒定横截面形状，并且可进一步加工以改变所述制品的形状或形式，如通过切割、机械加工、连接其他部件或通过其他技术。
所述合金可具有细晶粒尺寸，这能够增加所述合金的耐疲劳性，特别是在高温下。例如，在不同实施方案中，所述合金可具有约50μm或更低或约100μm或更低的晶粒尺寸。如上所述，钛(例如TiB2)添加剂可用于控制晶粒尺寸。金相评价技术或热分析仪的使用可用于监测生产设置中的晶粒尺寸。
一般来说，所述合金具有优异机械特性，特别是在高温下，如达200℃或甚至高于200℃。在一个实施方案中，所述铸造合金可能能够在175℃或200℃下均热至少1000小时之后耐受在250MPa应力下的至少150,000个循环。在其他实施方案中，所述铸造合金可能能够在相同条件下耐受至少200,000个循环或至少250,000个循环。圆盘上的弯曲疲劳测试、在250MPa应力下的多个循环、非反向R＝0.1可用于确定如上所述的合金的疲劳特性。所述合金的耐疲劳性还可使用通过使用威布尔可靠性分析(WeibullReliabilityAnalysis)技术测定的B1或B10值来表示，所述技术是在可靠性工程领域中熟知的技术以预测与具体部件的寿命相关的集中于失效率的可能分布。B1值指示当群体的预测可靠性为99％时的时间，即1％将在所述时间之前失效。B10值指示当群体的预测可靠性为90％时的时间，即10％将在所述时间之前失效。在某些实施方案中，使用这种分析技术，由如本文所述的合金生产的部件可在250MPa的负载下，在175℃下至少90,000个循环或至少110,000个循环或至少130,000个循环的1000小时暴露之后具有B1可靠性值，并且可在200℃下至少60,000个循环或至少80,000个循环或至少100,000个循环的1000小时暴露之后具有B1可靠性值。另外，在某些实施方案中，由如本文所述的合金生产的部件可在250MPa的负载下，在175℃或在200℃下至少100,000个循环或至少125,000个循环或至少150,000个循环的1000小时暴露之后具有B10可靠性值。应了解所述合金也可使用其他测试程序展示增加的疲劳强度，包括行业标准程序。还应了解这些疲劳特性可指示在铸造、固溶处理和时效热处理(例如，T7热处理)之后所述合金的性能。
另外，在不同实施方案中，所述合金可在175℃下均热至少1000小时之后具有至少300MPa的拉伸强度和/或至少275MPa的屈服强度，并且可在200℃下均热至少1000小时之后具有至少240MPa的拉伸强度和/或至少210MPa的屈服强度。此外，在不同实施方案中，所述合金可在室温下具有至少375MPa或至少400MPa的拉伸强度和/或至少325MPa或至少340MPa的屈服强度。ASTMB557、ASTME8/8M和/或ASTME21或其他常见测试标准可用于确定所述合金的拉伸特性。应了解这些拉伸特性可指示在铸造、固溶处理和时效热处理(例如，T7热处理)之后所述合金的性能。
可使用多种技术中的一种或多种来加工所述合金以便形成制品和/或实现所需特性。如上所述，这种加工可包括使用不同技术来将所述合金铸造或成形为制品。可用于形成所述合金的潜在铸造技术的实例包括但不限于真空辅助的差压铸造、高压压铸或其他压铸、重力铸造、模压铸造、砂模铸造、半永久型铸造等。这种加工还可包括在铸造之后热等静压(HIP)以降低或消除铸造合金中的孔隙率。可使用的一种HIP工艺在103,390MPa的压力下进行，其中制品被加热至约475℃持续约10分钟并且然后加热至约495℃持续约2小时。这种加工还可包括固溶处理和/或时效热处理，如T7热处理。可使用的一种固溶热处理是将制品加热至约490℃持续约3小时并且然后加热至约525℃持续约17小时，然后在60℃至80℃下在水中淬火，留在水中持续30分钟，然后风干。(在固溶热处理之后)可使用的一种人工时效处理是将制品加热至200℃持续20小时。其他加工技术可用于其他实施方案中，包括其他铸造后加工技术。例如，可在热处理之后对粗铸件进行精细机械加工。也可使用其他技术加工和形成所述合金，例如通过使用锻造技术。
所述合金可包含在铸造和/或加工期间形成的至少一些含Fe金属间化合物(例如，FeSiAl或Fe-Ni金属间化合物)。这些金属间化合物可以是对所述合金的高温疲劳特性有害的。在一个实施方案中，所述合金在铸造、固溶处理和时效热处理(例如，T7热处理)之后仅包含有限量的这种含Fe金属间化合物。
上述铸造方法可提供由如上所述的合金形成的铝合金铸件或铸造铝合金产品。这种产品的一个实例是涡轮增压器叶轮或压缩机轮10，如图1中所示，其可包括圆形板12，所述圆形板具有连接至所述板12且从中心旋转轴16向外辐射的多个叶片或翼片14。如上所述，此叶轮10包括叶片14之间的内部空腔或凹形部分18并且在任何可能轴线长度的至少一部分上具有非恒定横截面形状。所述合金可适用于其他应用，包括经受高温下的循环负载和/或潜在腐蚀环境条件的其他制品。在许多这类应用中，所述合金可用于形成用于通常使用通过不同技术如锻造、轧制、挤压、机械加工等制成的部件的应用的铸造部件。由所述合金制成的这些铸造部件能够满足用于这类应用的高温疲劳要求和其他物理特性，例如在达250MPa的负载下，在175℃或200℃或更高温度下的疲劳寿命要求。
以下实施例说明可用本发明的实施方案获得的有益特性，包括高温机械性能和耐腐蚀性。
详述
通过将如本文所述的合金A-T7的实施方案与标准2618-T6挤压和锻造毛坯以及354.0-T6铸造合金比较来进行机械特性比较测试。用于此实施例的合金A实施方案的化学在以下表1中给出，连同354.0铸造化学和2618锻造化学。
表1：测试材料的合金化学(wt.％)
元素： Si Fe Cu Mg Ni Ti Mn V Zr
A1 0.20 0.06 2.18 1.31 1.04 0.14 0.00 0.00 0.12
A2 0.23 0.05 2.21 1.64 1.05 0.17 0.10 0.13 0.10
A3 0.23 0.04 2.34 1.63 1.01 0.17 0.01 0.12 0.10
A4 0.25 0.04 2.39 1.54 1.00 0.18 0.00 0.11 0.12
A5 0.24 0.04 2.84 1.50 1.03 0.18 0.00 0.11 0.15
A6 0.25 如所指出 2.15 1.35 1.00 0.20 0.01 0.13 0.14
合金B 0.23 0.08 2.44 1.43 1.11 0.11 0.01 0.11 0.13
354.0 8.76 0.08 1.63 0.52 0 0.20 0.00 0 0
2618 0.23 1.03 2.22 1.58 1.01 0.06 0.03 0 0
通过在使铸轮经受如上所述的HIP和T7热处理之后从铸造压缩机轮机械加工来产生合金A实施方案A1、A2、A3、A4和A5的样品。通过在使铸轮经受HIP和T6热处理之后从铸造压缩机轮机械加工来产生354.0合金的样品。通过从热处理至T6热处理的锻造2618压缩机轮坯料机械加工来产生2618合金的样品。拉伸样品与ASTMB557一致并且疲劳测试样品是盘形的。然后将所述样品加热至不同温度，包括室温(22℃)、100℃、150℃、175℃和200℃并且均热30分钟和1000小时。在完成均热之后，在均热温度下根据ASTME21和B557进行每种合金的拉伸强度、屈服强度和伸长的测试。还根据如上所述的弯曲疲劳测试，使用250MPa的应力在以上温度中的每个下进行疲劳测试。此测试的结果在图2-9以及以下表2-4中示出。在这些结果和在以下分析中，术语“合金A”用于指来自所测试的所有合金A实施方案，即A1、A2、A3、A4和A5的结果的平均值。
表2：极限拉伸强度(MPa)
表3：屈服强度(MPa)
表4：拉伸伸长
如在图2-5和表2-3中所示，合金A的拉伸强度和屈服强度通常可比得上354.0合金的拉伸强度和屈服强度并且通常在均热30分钟之后在室温和在所有温度下低于锻造2618合金。然而，在175℃和以上的温度下均热1000小时之后，合金A的拉伸强度和屈服强度更可比得上2618合金的拉伸强度和屈服强度并且显著高于354.0合金的拉伸强度和屈服强度。事实上，在200℃下均热1000小时之后，合金A的拉伸强度和屈服强度类似于或甚至大于锻造2618合金的拉伸强度和屈服强度。由于合金A的较低室温强度，并且由于锻造合金通常超过铸造合金的机械特性的事实，这一结果是出人意料地。拉伸伸长也适合于合金A，如在表4和图6-7中所示。
如在图8-9中所见，合金A的疲劳性能在175℃和200℃的温度下均热30分钟之后优于锻造2618合金的疲劳性能，并且合金A的疲劳性能在100℃和以上的温度下均热1000小时之后优于锻造2618合金的疲劳性能。事实上，对于150℃以上的温度，合金A的疲劳性能大大优于锻造2618合金的疲劳性能。由于合金A的屈服强度在那些相同温度下类似于锻造2618合金的屈服强度的事实，并且因为锻造合金通常超过铸造合金的机械特性，这些结果也是出人意料的。合金A的疲劳性能在所有温度下优于354.0铸造合金的疲劳性能，经常优异相当大的界限。
以上测试中的疲劳数据还用于威布尔可靠性分析中以产生所测试的合金的B1和B10值。表5和6包括在所述温度下均热1000小时之后在每个测试温度下的这一数据。
表5：B1可靠性(威布尔)
表6：B10可靠性(威布尔)
表5和6中的数据确立相较于铸造354.0合金和锻造2618合金，由合金A展示的显著改进的高温耐疲劳性。
总之，这一测试证明合金A具有的高温机械特性远优于354.0铸造合金的高温机械特性，并且通常类似于或甚至优于2618锻造合金的特性。具体地说，所述测试证明合金A在高于150℃的温度下长期暴露之后具有大大优于354.0铸造合金和2618锻造合金两者的耐疲劳性。
不受具体理论约束，预期导致合金A的耐疲劳性增加的机制是合金中脆性含Fe金属间化合物(例如，FeSiAl或Fe-Ni金属间化合物，如图21所示)由于减少的铁含量所致的减少。锻造2618合金具有在室温下将较小应力转移至含Fe金属间化合物的高强度基质，从而产生良好室温性能。然而在更高温度下，基质的软化可将更多应力转移至脆性含Fe金属间化合物，这可引起失效。通过限制或消除合金A中的这类含Fe金属间化合物的量，这类金属间化合物不会在高温下引起失效，从而允许更好的疲劳性能。另外，这些含Fe金属间化合物的减少或消除使得所述合金更适合于铸造应用。这种类型的金属间化合物可通过锻造合金的机械加工破碎，然而铸件通常不进行机械加工，并且合金A的配制允许在无加工的情况下实现良好机械特性。
实施例2
如以上在实施例1中所述，通过将合金A(以上表1的合金A1和A2)的样品与锻造2618合金和354.0铸造合金比较来进行腐蚀比较测试。在5轴CNC铣床上从2618合金的锻造、预热处理的样品以及354.0合金和合金A1和A2的铸件机械加工汽车压缩机轮。通过热等静压和如在以上实施例1中所述的热处理来加工压缩机轮铸件，并且然后与由热处理的锻制2618材料产生的轮进行比较。将压缩机轮切成段(参见图10)并且悬挂在盐雾室中。使用Q-FogCTT1100循环腐蚀测试器根据ASTM标准B117对叶片段进行测试。将来自每种合金的样品初始放置到腐蚀室中，然后在12、24、48、72和96小时单独除去。然后将叶片样品通过最重腐蚀区域分段，安装且根据ASTM标准E3进行抛光。然后使用倒置金相显微镜评价抛光的样品。记录腐蚀侵袭的深度。结果在以下表7中展示，并且“合金A”在此用于指合金A1和A2的平均值。
表7：腐蚀侵袭的深度
在不同暴露时间下不同样品的腐蚀的示例性照片在图11-13中示出。354.0材料在每一持续时间水平下展示一些表面腐蚀，但无晶间腐蚀的迹象，从而导致较小腐蚀深度。表面腐蚀随着在盐雾室中的时间增加而变得逐步更重。侵袭区域跨部件的表面广泛存在。
2618锻造材料在每一持续时间水平下展示主要晶间腐蚀。晶间腐蚀随着在盐雾室中的持续期增加而变得逐步更重。侵袭区域跨部件的表面广泛存在。
对于合金A的样品，检测到少量晶间腐蚀，然而侵袭比354.0铸造合金和2618锻造合金两者的腐蚀侵袭更局部化，并且合金A展示比2618锻造材料更低的晶间腐蚀侵袭深度。
总之，盐雾腐蚀测试证明合金A具有比锻造2618材料更好的耐腐蚀性。不受具体理论约束，预期合金A的腐蚀性能改进是由于合金A的铁和铜含量减少，以及相较于2618合金的T6处理，使用T7热处理。
实施例3
通过将如实施例1中所述的合金A(表1中的合金A1和A2)的样品与不包含来自添加Ti-B晶粒细化剂合金的硼的类似合金(表1中的合金B)比较来进行机械特性比较测试，以便确定晶粒尺寸对合金的高温机械特性的作用。将所述合金铸造成压缩机轮铸件，然后通过热等静压和如以上实施例1中所述的热处理加工所述铸件。然后也如以上实施例1中所述，从所述铸件切割样品。合金A产生大约50μm的平均晶粒尺寸，而合金B产生大约1000μm的平均晶粒尺寸，如在图14中所示。然后将所述样品在室温(22℃)、100℃、150℃、175℃和200℃下均热30分钟，并且然后使用如以上在实施例1中所述的测试针对极限拉伸强度、屈服强度和疲劳强度进行测试。此测试的一些结果总结在图15-16中。如在图15中所示，两种样品的拉伸强度和屈服强度大约相同，从而指示晶粒尺寸对拉伸强度具有较小作用。可在高温下(例如，200℃)观察一些作用。然而，如在图16中所示，细晶粒合金A的高温疲劳强度比粗晶粒合金B显著更好。还在金相学上检查所述样品，并且发现疲劳断沿粗晶粒合金B中的晶粒边界发生。
总之，证明细晶粒尺寸对根据本公开的方面的合金的高温疲劳强度具有显著作用。不受具体理论约束，预期粗晶粒合金的晶粒边界有助于疲劳断裂的扩展。还预期这种作用可在薄壁部件中加重，特别是在壁厚度与晶粒尺寸处于相同数量级的情况下，因为较小晶粒在晶粒边界处以较大程度分散脆性相(例如Cu相)，并且还提供晶粒之间的裂纹扩展的更复杂和艰难的途径。
实施例4
为了测试铁含量对合金A的机械特性的作用，如上所述制备表1中的合金A6的样品，所述样品具有0.06wt.％、0.44wt.％、1.42wt.％和1.88wt.％的铁含量。如上所述测试这些样品的机械特性(拉伸强度、屈服强度、伸长和疲劳性能)。此测试的结果在图17-20中示出。图17-18示出低铁(0.06wt.％)合金的略优异的高温拉伸和屈服强度。然而，显示低铁合金具有优异的高温延展性和显著优异的高温疲劳性能，如在图19-20中所示。这提供证据来支持以上实施例1中所述的理论，即导致合金A的耐疲劳性增加的机制是合金中脆性含Fe金属间化合物由于减少的铁含量而减少。
然后从以上所述的具有不同铁含量的A6合金的铸件切割样品，并且产生所述样品的扫描电子显微照片。对于具有不同铁含量的所有样品，这些显微照片在图21中示出，并且含Fe金属间化合物的位置以图中的标记标识。如可在图21中所见，含Fe金属间化合物的量在更高Fe合金中增加。这还支持以下理论：更高量的含Fe金属间化合物导致较差高温耐疲劳性。
本文所述的实施方案能够提供优于现有合金、铸件和方法的优点，包括优于用于高温应用中的现有铸件和锻造铝合金的优点。例如，本文所述的合金的实施方案能够提供相较于通常用于高温循环应用的锻造合金如2618-T6的可比的或优异的高温机械特性，以及相较于这类锻造合金的优异耐腐蚀性。这一结果是特别出人意料地，因为锻造部件通常预期在机械特性方面胜过铸造合金。作为铸造合金的本文所述的合金还可用于以相对于经由锻造技术生产相同部件显著更低的成本来生产铸造产品。作为另一个实例，本文所述的合金能够提供相较于典型铸造合金如354.0-T6大大增加的高温机械特性。作为另一实例，本文所述的合金能够提供至少优于具有更高Cu和Fe含量的铸造合金的耐腐蚀性，以及相对于这类合金增加的高温机械特性。其他益处和优点是本领域的技术人员可识别的。
虽然已经关于具体实施例(包括进行本发明的当前优选模式)描述了本发明，但本领域的技术人员将了解存在上述系统和方法的多种变型和变更。因此，本发明的精神和范围应如所附权利要求书中所提出广泛地解释。除非另外指明，否则本文的所有组合物以重量百分比表示。应理解本文所述的所有范围和标称组合物可包括超出在某些实施方案中列出的精确数值的变化，并且术语“约”可用于权利要求书中以表示这种变化。还应理解本文所述的组合物可包含本文所讨论的合金化元素的组合、由所述组合组成或主要由所述组合组成。

Claims (27)

1.一种铝合金，其以重量百分比计包含：
Si：0.1-0.25
Fe：最多0.10
Cu：2.0-3.4
Ni：0.9-1.2
Mg：1.3-1.8
Ti：最多0.25，以及
一种或多种分散体形成元素，其余是铝和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的合金，其中所述一种或多种分散体形成元素选自由以下组成的组：钒、锆、锰、铬、钪、铪、铌、钇、钛以及其组合。
3.如权利要求2所述的合金，其中所述一种或多种分散体形成元素中的每种以达0.20wt.％的量存在。
4.如权利要求2所述的合金，其中所述一种或多种分散体形成元素一起以达0.20wt.％的量存在。
5.如权利要求1所述的合金，其中所述Fe含量是最多0.08wt.％。
6.如权利要求1所述的合金，其中所述Fe含量是最多0.06wt.％。
7.如权利要求1所述的合金，其中所述Cu含量是2.0wt.％-3.2wt.％。
8.如权利要求1所述的合金，其中所述Cu含量是2.0wt.％-3.0wt.％。
9.如权利要求1所述的合金，其中所述Ti含量是最多0.20wt.％。
10.如权利要求1所述的合金，其中所述合金还包含作为杂质的最多0.1wt.％Zn。
11.如权利要求1所述的合金，其中所述不可避免的杂质可各自以0.05的最大重量百分比存在，并且所述不可避免的杂质的最大总重量百分比是0.15。
12.如权利要求1所述的合金，其中所述合金是铸件，并且其中所述合金的平均晶粒尺寸是100μm或更小。
13.如权利要求12所述的合金，其中所述平均晶粒尺寸是50μm或更小。
14.一种铸造铝合金产品，其由根据权利要求1所述的铝合金形成。
15.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述铸造铝合金产品是涡轮增压器叶轮。
16.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少150,000个循环。
17.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少200,000个循环。
18.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少250,000个循环。
19.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品在200℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少60,000个循环的B1可靠性值。
20.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品在175℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少90,000个循环的B1可靠性值。
21.如权利要求14所述的铸造铝合金产品，其中所述产品在200℃的温度下均热至少1000小时之后具有在250MPa的负载下至少100,000个循环的B10可靠性值。
22.一种形成铸造产品的方法，所述方法包括：
铸造铝合金以形成所述铸造产品，所述合金包含：
Si：0.1-0.25
Fe：最多0.10
Cu：2.0-3.4
Ni：0.9-1.2
Mg：1.3-1.8
Ti：最多0.25，以及
一种或多种分散体形成元素，其余是铝和不可避免的杂质；
使所述铸造产品经受热等静压；
对所述铸造产品进行固溶热处理；以及
对所述铸造产品进行人工时效处理。
23.如权利要求22所述的方法，其中所述铸造产品是涡轮增压器叶轮。
24.如权利要求22所述的方法，其中所述铸造产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少150,000个循环。
25.如权利要求22所述的方法，其中所述铸造产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少200,000个循环。
26.如权利要求22所述的方法，其中所述铸造产品能够在200℃的温度下均热至少1000小时之后耐受在250MPa负载下的至少250,000个循环。
27.如权利要求22所述的方法，其中使用T7热处理完成所述固溶热处理和所述人工时效处理。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107083512A (zh) * 2017-03-30 2017-08-22 合肥金同维低温科技有限公司 一种用于制造冰箱压缩机气缸座的铝合金材料
CN107686918A (zh) * 2017-07-03 2018-02-13 安徽大地工程管道有限公司 一种复合型铝合金管材及其制备方法
CN110218916A (zh) * 2019-05-29 2019-09-10 广西平果铝合金精密铸件有限公司 一种高抗拉强度胎铃用铝合金锭及其生产工艺
CN110603341A (zh) * 2018-05-07 2019-12-20 美铝美国公司 Al-Mg-Si-Mn-Fe铸造合金
CN113322400A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 株式会社神户制钢所 铝合金锻造材及其制造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6478412B2 (ja) * 2013-12-13 2019-03-06 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製ターボコンプレッサホイール用素形材およびターボコンプレッサホイールの製造方法
CN107354413A (zh) * 2017-07-07 2017-11-17 哈尔滨中飞新技术股份有限公司 一种石油勘探用高强耐热铝合金材料的制备工艺
JP7131161B2 (ja) * 2018-07-20 2022-09-06 日本軽金属株式会社 インペラ用押出材及びその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07242976A (ja) * 1994-03-01 1995-09-19 Nippon Steel Corp 耐熱性に優れた展伸用アルミニウム合金およびその製造方法
CN1643171A (zh) * 2002-04-10 2005-07-20 美国国家航空暨太空总署 高温应用中的高强度铝合金
EP1557567A2 (en) * 2004-01-26 2005-07-27 Furukawa-Sky Aluminum Corp. Cast aluminum alloy compressor wheel for a turbocharger
EP2036993A1 (en) * 2006-06-29 2009-03-18 Hitachi Metals Precision, Ltd. Casting aluminum alloy, cast compressor impeller comprising the alloy, and process for producing the same
CN102472162A (zh) * 2009-07-20 2012-05-23 博格华纳公司 涡轮增压器及用于其的压缩机叶轮

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB650905A (en) * 1948-07-15 1951-03-07 Rolls Royce Aluminium alloy
JPH01272743A (ja) * 1988-04-25 1989-10-31 Kobe Steel Ltd 耐熱性に優れた高力アルミニウム合金
JP4958292B2 (ja) * 2007-07-19 2012-06-20 日立金属株式会社 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
JP2010159488A (ja) * 2008-12-09 2010-07-22 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ２０００系アルミニウム合金材の成形加工方法及び該２０００系アルミニウム合金材の成形加工方法により成形される成形加工品
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

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07242976A (ja) * 1994-03-01 1995-09-19 Nippon Steel Corp 耐熱性に優れた展伸用アルミニウム合金およびその製造方法
CN1643171A (zh) * 2002-04-10 2005-07-20 美国国家航空暨太空总署 高温应用中的高强度铝合金
EP1557567A2 (en) * 2004-01-26 2005-07-27 Furukawa-Sky Aluminum Corp. Cast aluminum alloy compressor wheel for a turbocharger
EP2036993A1 (en) * 2006-06-29 2009-03-18 Hitachi Metals Precision, Ltd. Casting aluminum alloy, cast compressor impeller comprising the alloy, and process for producing the same
CN102472162A (zh) * 2009-07-20 2012-05-23 博格华纳公司 涡轮增压器及用于其的压缩机叶轮

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107083512A (zh) * 2017-03-30 2017-08-22 合肥金同维低温科技有限公司 一种用于制造冰箱压缩机气缸座的铝合金材料
CN107686918A (zh) * 2017-07-03 2018-02-13 安徽大地工程管道有限公司 一种复合型铝合金管材及其制备方法
CN110603341A (zh) * 2018-05-07 2019-12-20 美铝美国公司 Al-Mg-Si-Mn-Fe铸造合金
CN110218916A (zh) * 2019-05-29 2019-09-10 广西平果铝合金精密铸件有限公司 一种高抗拉强度胎铃用铝合金锭及其生产工艺
CN113322400A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 株式会社神户制钢所 铝合金锻造材及其制造方法

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