CN107245612B - 高性能AlSiMgCu铸造合金 - Google Patents

高性能AlSiMgCu铸造合金 Download PDF

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Abstract

一种铝铸造合金含有8.5‑9.5重量％的硅，0.5‑2.0重量％的铜(Cu)和0.27‑0.53重量％的镁(Mg)，其中该铝铸造合金包括满足4.7<(Cu+10Mg)<5.8的铜和镁及其他元素，余量为铝。可以将所选元素添加到基本组成中，以抵抗由于暴露于热而引起的拉伸性能劣化。基于重量％成分计算合金的热处理以将对性能有负面影响的不需要的相固溶，该热处理可以包括三种水平倾斜升温和均热至最终温度，然后冷水淬火和人工时效。

Description

高性能AlSiMgCu铸造合金
分案相关信息
本申请是最早优先权日为2011年10月28日、发明名称为“高性能AlSiMgCu铸造合金”的中国发明专利申请(中国专利申请号为 201280056407.5，相应的PCT国际申请号为PCT/US2012/062250，国际申请日为2012年10月26日)的分案申请。
相关申请的交叉引用
本申请要求美国临时申请Nos.61/628,320和61/628,321的权益，每份文献公开的全部内容通过引用并入本文。
技术领域
本发明涉及铝合金，更具体地说，涉及用于制造铸件产品的铝合金。
背景技术
铝合金由于高性能重量比、有利的耐腐蚀性和其他因素而得到广泛应用，例如用于汽车和航空工业。过去已经提出了多种铝合金，该铝合金具有关于重量、强度、可铸性、耐腐蚀性和成本等的特征性能组合。对合金进行改进以呈现出改进的性能组合(例如，使合金更适合于一种或多种应用)仍然是所希望的。
发明内容
本公开主题涉及改进的铝铸造合金(也称作铸造合金(foundry alloys))和其制造方法。更具体地说，本申请涉及含有下列元素的铝铸造合金：8.5-9.5重量％的硅，0.5-2.0重量％的铜(Cu)和0.27-0.53重量％的镁(Mg)，其中，所述铝铸造合金包括满足4.7≤(Cu+10Mg)≤5.8 的铜和镁，至多5.0重量％的锌，至多1.0重量％的银，至多0.30重量％的钛，至多1.0重量％的镍，至多1.0重量％的铪，至多1.0重量％的锰，至多1.0重量％的铁，至多0.30重量％的锆，至多0.30重量％的钒，至多0.10重量％的锶、钠、锑和钙中的一种或多种，和每种均≤0.04重量％且总量≤0.12重量％的其他元素，余量为铝。
在一种方案中，该铝铸造合金包括1.35-2.0重量％的铜和0.27- 0.445重量％的镁。
在一种方案中，该铝铸造合金包括0.5-0.75重量％的铜和0.395- 0.53重量％的镁。
在一种方案中，该铝铸造合金包括0.75-1.35重量％的铜和0.335- 0.505重量％的镁。
在一种方案中，该铝铸造合金包括满足5.0≤(Cu+10Mg)≤5.5的铜和镁。
在一种方案中，该铝铸造合金包括满足5.1≤(Cu+10Mg)≤5.4的铜和镁。
在一种方案中，该铝铸造合金包含≤0.25重量％的锌。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.5重量％到5.0重量％的锌。
在一种方案中，该铝铸造合金包含≤0.01重量％的银。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.05-1.0重量％的银。
在一种方案中，该铝铸造合金在TH进行固溶热处理，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％计的Mg和Cu含量，在由以下的下限值和上限值限定的范围内，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。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.1-0.12重量％的钛。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.12-0.14重量％的钒。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.08-0.19重量％的锆。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.14-0.3重量％的锰。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.15-0.57重量％的铁。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.1-0.12重量％的钒。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.11-0.13重量％的锆。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.27-0.3重量％的镍。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.15-0.33重量％的铁。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.03-0.15重量％的锰。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.05-0.2重量％的铪。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.1-0.12重量％的钒。
在一种方案中，该铝铸造合金包含0.012-0.04重量％的锆。
在一种方案中，一种选择固溶温度的方法包括以下步骤：
(A)计算铝合金中所有可溶解的组成相的形成温度，并确定具有最高形成温度的可溶解的组成相；
(B)计算铝合金的平衡固相线温度；
(C)在成分空间(compositional space)内限定一个区域，在该区域内可溶解的组成相的最高形成温度在固相线温度以下至少10℃；以及
(D)在所限定的区域内选择固溶温度。
在一种方案中，所述组成相是在固溶过程中形成的相。
在一种方案中，所确定的步骤A-D包括以下步骤：
(A)计算所有可溶解的、由Al、Cu、Mg和Si所构成的组成相的形成温度，并确定具有最高形成温度的可溶解的组成相；以及
(B)计算由Al、Cu、Mg、Si和所有其他合金元素所构成的合金的固相线温度；以及
(C)在Al-Cu-Mg-Si的空间内限定一个区域，在该区域内可溶解的组成相的最高形成温度在固相线温度以下至少10℃；以及
(D)在所限定的区域内选择固溶温度。
在一种方案中，所述可溶解的组成相是Q-AlCuMgSi，Mg2Si， Al2Cu、S-AlCuMg等，并且所述具有最高形成温度的可溶解的组成相是AlSiMgCu合金中的Q-AlCuMgSi相。
在一种方案中，所述可溶解的组成相的形成温度和固相线温度由计算热力学确定。
在一种方案中，利用PandatTM软件和PanAluminumTM数据库计算所述可溶解的组成相的形成温度和固相线温度。
在一种方案中，通过将合金加热至在所有可溶解的组成相的形成温度以上但在计算的固相线温度以下的温度对合金进行热处理。
在一种方案中，所述合金是AlSiMgCu合金，并且所述具有最高形成温度的可溶解的组成相是Q-AlCuMgSi相。
在一种方案中，一种制备合金的方法包括以下步骤：
(A)确定合金中存在的可溶解的组成相；
(B)确定热处理期间促进可溶解的组成相固溶的温度范围；
(C)允许合金凝固；
(D)将所述凝固的合金加热至步骤(B)中所确定的范围内且在所述合金的固相线温度以下的温度。
在一种方案中，所述合金中以相对重量％的量计的第一元素组分和第二元素组分有利于合金的性能，以及有利于确定合金中所有可溶解的组成相的形成温度并且有利于进一步包含以下步骤：确定受第一和第二元素组分影响的合金的目标性能范围；确定第一和第二元素组分的相对重量％量的范围，其在确定温度范围的步骤(B)之前提供目标性能范围。
在一种方案中，在AlSiMgCu合金中，所述第一元素组分是Cu并且第二元素组分是Mg。
附图说明
图1是在Al-Cu-Mg-Si体系中涉及(Al)和液相的相平衡的图示。
图2是Cu的添加对Al-9％Si-0.4％Mg-0.1％Fe合金的凝固路径的影响的图示。
图3是在Al-9％Si-0.4％Mg-0.1％Fe-x％Cu合金中，Cu的含量对相分数的影响的图示。
图4是Cu和Mg的含量对Al-9％Si-Mg-Cu合金的Q-相形成温度的影响的图示。
图5是Mg和Cu的含量对Al-9％Si-Mg-Cu合金的平衡固相线温度的影响的图示。
图6是Mg和Cu的含量对Al-9％Si-Mg-Cu合金的平衡固相线温度(Ts)和Q-相形成温度(TQ)的影响的图示。
图7是锌和硅对Al-x％Si-0.5％Mg-y％Zn合金的流动性的影响的图示。
图8是在200X放大倍率下的SEM(扫描电子显微照片)，示出了球形Si颗粒和未溶解的含Fe颗粒。
图9a-b是在所研究的合金中含有未溶解的Fe颗粒的照片。
图10a-d是时效条件对Al-9Si-0.5Mg合金的拉伸性能的影响的图示。
图11a-d是Cu对Al-9％Si-0.5％Mg合金的拉伸性能的影响的图示。
图12a-d是Cu和Zn对Al-9％Si-0.5％Mg合金的拉伸性能的影响的图示。
图13a-d是Mg的含量对Al-9％Si-1.25％Cu-Mg合金的拉伸性能的影响的图示。
图14a-d是Ag对Al-9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu合金的拉伸性能的影响的图示。
图15a-d是在高温下经过不同时效时间的六种合金的拉伸性能的图示，如本公开中所描述的那样。
图16是在高温下经过不同时效时间的五种合金的夏比(Charpy)冲击能(CIE)对屈服强度的图示。
图17是在155℃下时效15小时的所选合金的S-N疲劳曲线的图示。光滑，轴向；应力比＝-1。
图18是在155℃下时效60小时的所选合金的S-N疲劳曲线的图示。光滑，轴向；应力比＝-1。
图19a-d至图23a-d是铸态、加工并且在高温下经过两种不同时间周期的时效五种合金样品在6小时ASTM G110后其截面的光学显微照片。
图24是经过不同时间周期时效的所选合金在6小时G110试验后对铸态表面和加工表面的侵蚀深度的图示。
图25是Al-9Si-Mg-Cu合金的Mg和Cu的含量与强度和延展性相关性的图示。
图26是将特定合金(合金9)暴露至高温后其拉伸性能的图示。
图27a和27b是将合金9暴露至高温前其样品截面的扫描电子显微照片。
图28a-e是将合金9暴露至高温后其截面的一组扫描电子显微照片，其与合金9和A356合金的拉伸性能的图有关。
图29是不同金属室温屈服强度的图示。
图30是不同金属在暴露至175℃之后的屈服强度的图示。
图31是不同金属在暴露至300℃之后的屈服强度的图示。
图32是不同金属在暴露至300℃之后的屈服强度的图示。
图33是不同金属在暴露至300℃之后的屈服强度的图示。
图34是不同金属在暴露至300℃之后的屈服强度的图示。
具体实施方式
实例1：高性能AlSiCuMg铸造合金
1.1基于计算热力学的合金开发方法
为了改进Al-Si-Cu-Mg铸造合金的性能，使用了一种合金设计方法，并且如下所述：
在Al-Si-Cu-Mg铸造合金中，提高Cu的含量能够提高合金的强度，这是由于更多量的θ’-Al2Cu和Q'沉淀，但却降低了延展性，尤其是如果未溶解的组分Q-相的含量提高。图1示出了Al-Cu-Mg-Si四元体系的计算相图，如在X.Yan，Thermodynamic andsolidification modeling coupled with experimental investigation of themulticomponent aluminum alloys.University of Wisconsin-Madison,2001中所示，其全部内容通过引用并入本文。图1示出了在三元体系中的三相平衡和四相平衡四元单变线。点A、B、C、D、E和F是四元体系中五相不变点。点T1到T6是三元体系中四相不变点，并且点B1、B2和B3是二元体系中三相不变点。在凝固过程中形成Q-相(AlCuMgSi)组分颗粒对于含有Cu的Al-Si-Mg合金通常是不可避免的，因为Q-相参与了共晶反应(不变点反应B)。如果在固溶热处理过程中这些含Cu的Q-相颗粒不能被溶解，则Cu的强化作用将降低，而且铸件的延展性也将受损。
为了使未溶解的Q-相(AlCuMgSi)最小化/消除并且使固溶强化/沉淀强化最大化，合金成分、固溶热处理和时效处理应该得到优化。根据本公开，使用热力学计算来选择合金成分(主要是Cu和Mg的含量) 和用于避免未溶解的Q-相颗粒的固溶热处理。Pandat热力学模拟软件和PanAluminum数据库有限责任公司，Computherm，Pandat软件和PanAluminum数据库。http://www.computherm.com用于计算这些热力学数据。
本公开的发明人意识到将Cu添加到Al-Si-Mg铸造合金中将改变凝固顺序。图2示出了1％Cu(在本文中所有的成分都以重量百分比计)对于Al-9％Si-0.4％Mg-0.1％Fe的凝固路径的预期影响。更具体地说，随着1％Cu的添加凝固温度范围明显增加，这是由于在较低温度下形成含Cu相。对于Al-9％Si-0.4％Mg-0.1％Fe-0.1％Cu合金，Q- AlCuMgSi在大约538℃形成，并且θ-Al2Cu相在大约510℃形成。每种组成相的体积分数和它们的形成温度也都受Cu的含量影响。
图3示出了在Al-9％Si-0.4％Mg-0.1％Fe-x％Cu合金中Cu含量对相分数的预期影响。随着Cu含量增加，θ-Al2Cu和Q-AlCuMgSi的量增加，而Mg2Si和π-AlFeMgSi的量减少。在含有多于0.7％Cu的合金中，在凝固过程中将不形成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相的形成温度(TQ)是Cu 和Mg的含量的函数。组成相的“形成温度”被定义为这样的温度，即，在该温度下组成相开始从液相形成。图4显示Cu和Mg的含量对Q-AlCuMgSi相的形成温度的预期影响。Q-AlCuMgSi相的形成温度随着Cu含量的增加而降低；而随着Mg含量的增加而升高。
根据本公开，为了完全溶解所有的铸态Q-AlCuMgSi相颗粒，需要将固溶热处理温度(TH)控制在Q-AlCuMgSi相的形成温度以上，即， TH>TQ。为了避免重熔，固溶热处理温度的上限是平衡固相线温度(TS)。作为一种实际的措施，将固溶热处理温度控制在固相线温度以下至少 5到10℃，以避免局部熔融和产生本领域中已知的蔷薇状冶金缺陷。因此，在实际中建立了下述关系式：
TS-10℃>TH>TQ (1)
根据本公开，为了达到该标准，应当选择合金成分(主要是Cu和 Mg含量)以使得Q-AlCuMgSi相的形成温度低于固相线温度。图5示出Cu和Mg含量对Al-9％Si-Cu-Mg合金的固相线温度的预期影响。正如预期的，固相线温度随着Cu和Mg含量的增加而降低。应当注意的是，Mg含量提高了Q-AlCuMgSi相的形成温度却降低了固相线温度，如图6所表明的那样。在图6中，Q-AlCuMgSi相的形成温度表面和(TS-10℃)表面(在固相线温度以下10℃表面)重叠。这两个表面沿着曲线A-B-C相交。满足等式(1)的标准的区域是在曲线A-B-C的右边，即，TQ<TS-10℃。曲线A-B-C到Cu-Mg成分面的投影产生优选的成分边界的中心线(Cu+10Mg＝5.25)，如图25所示。下边界线 (Cu+10Mg＝4.73)被定义为Q-AlCuMgSi相形成温度表面和(TS-15℃) 表面(在固相线温度以下15℃的表面)的交线。上边界线(Cu+10Mg＝ 5.78)被定义为Q-AlCuMgSi相形成温度表面和(TS-5℃)表面(在固相线温度以下5℃的表面)的交线。对Al-0.9％Si-0.1％Fe-x％Cu-y％Mg合金来说，当Cu和Mg含量被控制在这些界线内时，Q-AlCuSiMg相颗粒在固溶热处理过程中能完全溶解。
根据本公开，使合金强度和延展性最大化的优选的Mg和Cu含量在图25中示出。
Mg和Cu含量的优选关系被定义为：
Cu+10Mg＝5.25(0.5<Cu<2.0)。
上边界线是Cu+10Mg＝5.8，下边界线是Cu+10Mg＝4.7。
前述方案允许通过下述方式选择固溶温度，即，(i)计算铝合金中所有可溶解的组成相的形成温度；(ii)计算铝合金的平衡固相线温度； (iii)在Al-Cu-Mg-Si空间内限定一个区域，在该区域内所有可溶解的组成相的形成温度是在固相线温度以下至少10℃。Al-Cu-Mg-Si空间由Al、Cu、Mg和Si中的每种元素的相对百分比(％)组成和相对组成范围内相关联的固相线温度限定。对于给定的合金种类，例如Al-Cu- Mg-Si，该空间由与感兴趣的两种元素(例如Cu和Mg)的相对组成相关联的固相线温度限定，这两种元素被认为与其对合金重要性能(诸如拉伸性能)的影响有关。另外，可以选择减少特定相的存在的固溶温度，例如对重要性能(诸如拉伸性能)有负面影响的这些相。例如铸造后，可以通过将合金加热到这样的温度进行热处理，即，该温度在计算的固溶热处理后需要完全溶解的相(例如Q-AlCuMgSi相)的形成温度以上但在计算的平衡固相线温度以下。通过计算热力学确定在固溶热处理后需要完全溶解的相的形成温度和固相线温度，例如使用可从威斯康星州麦迪逊市(Madison，WI)CompuTherm有限责任公司购得的PandatTM软件和PanAluminumTM数据库。
1.2用于拉伸试棒铸件的成分选择
基于前述分析，表3给出了所选择的几种Mg和Cu含量组合。另外，本发明人的研究已经表明将高于3重量％浓度的锌添加到Al- Si-Mg-(Cu)合金中能够提高合金的延展性和强度。如图7所示，锌也能提高Al-Si-Mg合金的流动性。因此，锌(4重量％)的添加也得到了评估。L.A.Angers,Development of Advanced I/M 2xxx Alloys for High Speed CivilTransport Applications,Alloy Technology Division Report No.AK92, 1990-04-16还报道了Ag的添加能加速高含Cu量(>大约1.5重量％) 的铝合金时效硬化，并且提高室温和高温下的拉伸性能。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，选择10种合金成分用于评估。表3中给出了三种合金的目标成分。应当指出的是，表3中的合金1是基线合金A359。
表3.目标成分
使用改进的ASTM拉伸试棒模具用于铸造。在标准尺寸部分 (gauge section)使用润滑脱模剂，而在空腔其余部分使用绝缘脱模剂。对于每种合金铸造30件铸件。平均循环时间大约为两分钟。以下表4 列出了所研究的实际成分。
表4.实际成分
实际成分非常接近于目标成分。表5给出了铸件中氢的含量(单项试验)。
表5.铸件中氢的浓度
注：使用多孔喷枪对合金3除气；使用旋转脱气器对所有的其他合金除气。
1.3根据Cu和Mg优选的固溶热处理温度
为了溶解所有的Q-AlCuMgSi相颗粒，固溶热处理温度应该高于 Q-AlCuMgSi相形成温度。表6列出了使用所研究的10种合金的目标成分计算得到的最终共晶温度、Q-相形成温度和固相线温度。
表6.对所研究的10种铸造合金计算得到的最终共晶温度、Q-相形成温度和固相线温度
基于上述信息，定义和使用了两种固溶热处理实践。合金2、3、 9和10相比其他合金具有较低的固相线温度和/或较低的最终共晶/Q- 相形成温度。因此使用不同的SHT实践。
对合金2、3、9和10的实践I是：
●1.5小时记录升温至471℃
●在471℃下均热2小时
●0.5小时倾斜升温(ramp up)至504℃
●在504℃下均热4小时
●0.5小时倾斜升温至TH
●在TH下均热6小时
●CWQ(冷水淬火)
和对其他六种合金的实践II是：
●1.5小时记录升温至491℃
●在491℃下均热2小时
●0.25小时倾斜升温至504℃
●在504℃下均热4小时
●0.5小时倾斜升温至TH
●在TH下均热6小时
●CWQ(冷水淬火)
从下列基于Mg和Cu的含量的等式确定最后一步固溶热处理温度 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是镁和铜的含量，以重量百分比(重量％)计。
TH下限值由下式确定：
TQ＝533.6-20.98*Cu+88.037*Mg+33.43*Cu*Mg-0.7763*Cu*Cu-126.267*Mg*Mg (3)
TH上限值由下式确定：
TS＝579.2-10.48*Cu-71.6*Mg-1.3319*Cu*Mg-0.72*Cu*Cu+72.95*Mg*Mg (4)
使用光学显微镜和SEM表征固溶热处理样品的显微组织。在研究的所有含Cu合金中没有发现未溶解的Q-相颗粒。图8示出了在T6 状态Al-9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu合金(合金#9)的显微组织。Si颗粒都是球形化程度好的颗粒。一些未溶解的颗粒被确定为β-AlFeSi、π- AlFeMgSi和Al7Cu2Fe相。图9示出了在更高的放大倍率下这些未溶解相的形态。
1.4实验结果
1.4.1性能表征
根据ASTM B557方法评估拉伸性能。试棒从改进的ASTM B108 铸件上切割得到，并在拉力机上测试，无需任何进一步的加工。所有的拉伸结果是五件试样的平均值。使用无缺口夏比冲击试验、ASTM E23-07a评估所选合金的韧性。试样尺寸为10mm×10mm×55mm，由拉伸试棒铸件加工得到。对每种合金测试两件试样。
根据ASTM E606方法进行光滑S-N疲劳试验。评估了三个应力级别，100MPa、150MPa和200MPa。R比是-1，并且频率是30Hz。在每种条件下测试三件重复的试样。大约107次循环后终止试验。通过轻微加工拉伸试棒铸件的标准尺寸部分获得了光滑疲劳试样。
根据ASTM G110方法评估了所选条件的耐腐蚀性(侵蚀类型)。评估了铸件表面和加工表面的腐蚀模式和侵蚀深度。
表7-9给出了包括拉伸、夏比冲击和S-N疲劳的所有原始试验数据。研究结果的总结在下节中给出。
表7.不同合金在155℃时效不同时间的机械性能*
*五件拉伸试样的平均值。
质量指数，Q＝UTS+150log(E)。
表8一些所选合金的夏比冲击试验结果
表9.一些所选合金在155℃下时效60小时的S-N疲劳结果(光滑，轴向；应力比＝-1)
1.4.2室温机械性能
1.4.2.1时效温度对拉伸性能的影响
使用基线合金1-Al-9％Si-0.5％Mg研究了人工时效温度对于拉伸性能的影响。经过最短4小时自然时效后，将拉伸试棒铸件在155℃下时效15、30、60小时并且在170℃下时效8、16、24小时。对每种时效条件测试三件重复试样。
图10示出了在不同时效条件下基线A359合金(Al-9％Si-0.5％Mg) 的拉伸性能。相比于高时效温度(170℃)，低时效温度(155℃)趋向于产生更高的质量指数。因此，选择155℃的低时效温度，即使需要更长的时间来获得改进的性能。
1.4.2.2合金元素对拉伸性能的影响
图11比较了基线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。将0.75％的Cu添加到Al-9％Si-0.5％Mg合金提高了大约20MPa的屈服强度和大约40MPa的极限抗拉强度，同时保持了延伸率。含Cu合金的平均质量指数是大约560MPa，这比基线合金大约520MPa的平均质量指数高得多。
图12比较了四种铸造合金1、2、3和4的拉伸性能。合金1是基线合金。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还含有4％的Zn。对这四种合金的初步评估表明Mg和Zn提高了合金强度而没有牺牲延展性。合金3和4 间的直接比较表明通过添加4％的Zn到Al-9％Si-0.45％Mg-0.75％Cu合金中，极限抗拉强度和屈服强度都得到了提高，同时保持了延伸率。添加4％的Zn也提高了时效动力学，如图12所表明的那样。当在155℃下时效15小时时，Al-9％Si-0.45％Mg-0.75％Cu-4％Zn合金能够达到大约370MPa的屈服强度，这比没有Zn的合金的屈服强度高大约30 MPa。
图13示出了Mg的含量(0.35-0.55重量％)对Al-9％Si-1.25％Cu-Mg 合金(合金6-8)的拉伸性能的影响。也包括了基线合金Al-9％Si-0.5％Mg 的拉伸性能用作比较。Mg的含量表现出了对拉伸性能的显著影响。随着Mg含量的增加，屈服强度和拉伸强度都得到了提高，但是延伸率下降。延伸率随着Mg含量的增加而降低可能与更多量的π- AlFeMgSi相颗粒有关，即使所有的Q-AlCuMgSi相颗粒得到溶解。Mg 的含量对于Al-9％Si-1.25％Cu-Mg合金的质量指数的影响总的来说是不明显的。
图14示出了Ag(0.5重量％)对于Al-9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu合金拉伸性能的影响。添加0.5重量％的Ag对Al-9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu 合金的强度、延伸率和质量指数的影响非常有限。应当指出的是，Al- 9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu(没有Ag)合金的质量指数比基线合金A359(合金1)高大约60MPa。
图15a-15d示出了根据本公开的五种具有前景的合金以及基线合金Al-9Si-0.5Mg(合金1)的拉伸性能。这五种合金均实现了目标拉伸性能，即，在拉伸方面提高了10-15％并且保持了与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)。
基于上述数据，可以认为在155℃下时效范围从15到60小时的时间的合金可以获得下列拉伸性能。
这些性能比A359(合金1)高得多，而且非常类似于 A201(Al4.6Cu0.35Mg0.7Ag)铸造合金(UTS 450MPa，TYS 380MPa，延伸率8％和Q 585MPa)ASM手册第15卷，铸造，ASM国际，2008 年12月。另一方面，这些Al-9％Si-Mg-Cu合金的可铸性比A201合金好得多。A201合金由于易于发生热开裂和Cu宏观偏析而具有差的可铸性。另外，含有0.7重量％Ag的A201的材料成本也比根据本公开的没有 Ag的那些实施例的成本高很多。
基于拉伸性能结果，选择四种没有Ag(合金3、4、7和9)并具有前景的拉伸性能的合金以及基线合金A359(合金1)用于进一步研究。对这五种在155℃下时效15小时和60小时的合金进行夏比冲击试验、S-N疲劳试验和常规腐蚀试验。
1.4.4夏比冲击试验
图16示出了通过将夏比冲击能对拉伸屈服强度作图的单项试验结果。实心符号是在155℃下时效15小时的试样，空心符号是在155℃下时效 60小时的试样。拉伸屈服强度随着时效时间的增加而提高，而夏比冲击能随着时效时间的增加而降低。该结果表明大部分合金/时效条件符合预期的强度/韧性关系。然而，该结果确实表明了在更高Cu含量(诸如1.25 和1.75重量％)的情况下强度/韧性相关性稍微下降。
1.4.5 S-N疲劳试验
铝铸件通常用于承受施加的应力周期的工程部件。在它们的商业寿命中能够发生数以百万计的应力周期，所以表征它们的疲劳寿命是重要的。这对于安全至关重要的应用尤其如此，诸如汽车悬架部件。
图17和18示出了五种在155℃下分别时效15和60小时的所选合金的S-N疲劳试验结果。在这些试验期间，将等幅应力(R＝-1)施加至测试试样。采用三个不同的应力等级，100MPa、150MPa和200MPa。记录疲劳断裂循环总次数。
当在155℃下时效15小时时，所有的含Cu合金在较高的应力级别 (>150MPa)展示出比基线A359合金更好的疲劳性能(更高的疲劳断裂循环次数)。在较低的应力级别(<125MPa),Al-9Si-0.45Mg-0.75Cu和Al-9Si- 0.35Mg-1.75Cu合金的疲劳寿命非常接近于A359合金，而Al-9Si-0.45Mg- 0.75Cu-4Zn合金(合金3)的疲劳寿命比A359合金更短。这种合金较短的疲劳寿命可能是由于该铸件的较高氢含量，如前所述。
增加时效时间(更大的拉伸强度)倾向于减少疲劳断裂循环次数。例如，当时效时间从15小时增加至60小时时，在150MPa应力级别下,Al- 9％Si-0.45％Mg-0.75％Cu合金的平均疲劳断裂循环次数从大约323,000下降到大约205,000，A359合金的平均疲劳断裂循环次数从大约155,900下降到大约82,500。该结果可能是Al-Si-Mg-(Cu)铸造合金的强度/疲劳关系的一般趋势。另外，合金3显示出比其他合金更低的疲劳性能。
1.4.6腐蚀试验-ASTM G110
图19到图23示出了五种所选合金经过6小时ASTM G110试验后其铸态表面和加工表面的横截面视图的光学显微照片。腐蚀侵蚀模式主要是枝晶间腐蚀。腐蚀部位的数目在四种含Cu成分的合金中通常比在没有 Cu的基线合金中的多。
更具体地说，图19a-d示出了Al-9％Si-0.5％Mg经过6小时ASTM G110试验后其横截面的光学显微照片：a)铸态且在155℃下时效15小时的合金；b)铸态且在155℃下时效60小时的合金；c)具有加工表面且在155℃下时效15小时的合金；和d)具有加工表面且在155℃下时效60 小时的合金。
图20a-d示出了Al-9％Si-0.35％Mg-0.75％Cu-4％Zn经过6小时ASTM G110试验后其横截面的光学显微照片：a)铸态且在155℃下时效15小时的合金；b)铸态且在155℃下时效60小时的合金；c)具有加工表面且在155℃下时效15小时的合金；和d)具有加工表面且在155℃下时效60 小时的合金。
图21a-d示出了Al-9％Si-0.45％Mg-0.75％Cu经过6小时ASTM G110 试验后其横截面的光学显微照片：a)铸态且在155℃下时效15小时的合金；b)铸态且在155℃下时效60小时的合金；c)具有加工表面且在155℃下时效15小时的合金；和d)具有加工表面且在155℃下时效60小时的合金。
图22a-d示出了Al-9％Si-0.45％Mg-1.25％Cu合金经过6小时ASTM G110试验后其横截面的光学显微照片：a)铸态且在155℃下时效15小时的合金；b)铸态且在155℃下时效60小时的合金；c)具有加工表面且在155℃下时效15小时的合金；和d)具有加工表面且在155℃下时效60 小时的合金。
图23a-d示出了Al-9％Si-0.35％Mg-1.75％Cu合金经过6小时ASTM G110试验后其横截面的光学显微照片：a)铸态且在155℃下时效15小时的合金；b)铸态且在155℃下时效60小时的合金；c)具有加工表面且在155℃下时效15小时的合金；和d)具有加工表面且在155℃下时效60 小时的合金。
图24示出了经过6小时ASTM G110试验后的侵蚀深度。这些合金中没有明显的区别或趋势。虽然在铸态表面和加工表面之间发现了一些区别，但是时效时间没有显示出对任何一种表面的侵蚀深度的明显影响。一般而言，对加工表面的腐蚀侵蚀比相同试样的铸态表面略深一些。
总体而言，添加Cu或Cu+Zn既没有改变腐蚀模式，也没有增加合金的侵蚀深度。可以认为所有评估的合金具有与基线合金A359相似的耐腐蚀性。
本公开描述了能够实现高的强度而不牺牲延展性的Al-Si-Cu-Mg 合金。获得了包括450-470MPa极限抗拉性能，360-390MPa屈服强度，5-7％延伸率和560-590MPa质量指数的拉伸性能。这些性能超过了传统的3xx合金，并且与A201(2xx+Ag)合金的性能相近，而Al-9Si-MgCu合金的可铸性比A201合金的可铸性好得多。这种合金显示出了比A359(Al-9Si-0.5Mg)合金更好的耐S-N疲劳性。根据本公开的合金具有适当的断裂韧性和一般的耐腐蚀性。
实例2：适于高温应用的铸造合金
因为诸如本公开所描述的那些合金可以用于暴露至高温的应用中，诸如在发动机中呈发动机缸体、气缸盖、活塞等的形式，评估这种合金在暴露于高温时表现如何是有意义的。图26示出了根据本公开的一种合金，即，Al-9Si-0.35Mg-1.75Cu(之前称作合金9，例如在图15中)，在暴露至不同温度后的拉伸性能的图示。如前所述，对于图中产生数据的每个试验，在指示的温度下合金的暴露时间是500小时。也在指定的温度下测试试样。如图中所示，合金的屈服强度在超过150℃的温度下显著下降。根据本公开，分析该金属以确定与由暴露至高温引起的强度损失相关联的特征。
图27a和27b示出了在暴露至高温前合金9的样品的横截面扫描电子显微镜(SEM)显微照片，并且图27b是图27a指示为“Al”的显微照片的部分放大视图。如图27a所示，可以看到晶粒边界，以及Si 和AlFeSi颗粒。在图27b中示出的主要为Al的部分在20,000X放大倍率下没有显示出可视的沉淀物。
图28a-e示出了在暴露至升高的温度后合金C00(之前称作合金9，例如在图15中)的一组比例与图27b所示显微照片相同的横截面扫描电子显微镜(SEM)显微照片，如由这些显微照片与合金9图26的拉伸性能数据点的相关性所示。图26也示出了在给定的温度范围内A356 合金的拉伸特性用作比较。从显微照片的次序中可以理解的是，将合金9暴露至升高的温度导致沉淀颗粒的显著性持续增加，这些沉淀颗粒更大，而且表现出不同的几何形状。
本公开的发明人认识到某些合金元素(即Ti、V、Zr、Mn、Ni、Hf 和Fe)可以被少量地引入到本公开的C00合金(之前称作合金9，例如在图15中)以制造在高温下抵抗强度下降的合金。
下表(表10)示出了出于在高温形成改进强度的目的使用以少量添加到C00合金(之前称作合金9，例如在图15中)的添加元素的18种合金。
表10.合金成分
表11示出了前述合金的机械性能，即，在300℃、175℃和室温 (RT)下的极限抗拉强度(UTS)、总屈服强度(TYS)和延伸率％。
表11.不同温度下的机械性能
图29示出了前述合金在室温下的屈服强度的图示。示出了A356 用于比较。另外，示出了能源部(DOE)公布的强度改进目标用于比较 [2012年3月22日能源部发布在汽车轻量化应用的预测模型和发展改进的合金用于汽车和重型发动机中(Predictive Modelingfor Automotive Light weighting Applications and Advanced Alloy Developmentfor Automotive and Heavy-Duty Engine)]。可以理解的是，C00合金在室温的强度方面与合金C02-C18相近，所有的这些都远远地超过了A356 合金的强度和DOE目标性能。合金C01(不含大量的Mg)具有远远更低的屈服强度。
图30是前述合金暴露至175℃500小时后的屈服强度的图示。示出了C00和A356用于比较。可以理解的是，C00合金远远地超过了 A356合金的强度。相比A356和C00，合金C02-C18都表现出了显著的改进。
图31是前述合金暴露至300℃500小时后的屈服强度的图示。示出了C00和A356用于比较。图32是不同合金暴露至300℃后的屈服强度的图示。更具体地说，相邻合金(沿着箭头方向看)表现出了添加元素或增加一种元素量的结果。图32的图表中最大的结果是 C00+0.1Ti+0.16Fe+0.13V+0.15Zr。将更多的Zr(达0.18％)添加到该组合中导致性能下降。
图33是不同合金暴露至300℃500小时后的屈服强度的图示。该图表明了由于将Ti、Fe和Mn添加到C00组合物中而引起的改进，并且注意到了有关C00+0.11Ti+0.32Fe+0.3Mn的最高性能改进。将V 添加到前述合金降低了性能，并且进一步添加0.12Zr使得性能几乎回到最高水平。
图34是不同合金暴露至300℃后的屈服强度的图示，即，由于将元素添加到C00组合物中。注意到了有关 C00+0.1Ti+0.28Ni+0.32Fe+0.14Mn+0.1Hf+0.11V+0.04Zr的最佳性能。
应将理解的是，本文所描述的实施例仅仅是示例性的，并且本领域的技术人员在不偏离所要求保护的主题的精神和范围的情况下可以作出多种变化和修改。例如，使用不同的时效条件可以产生不同随之而来的特性。这些变化和修改都意图包括在所附的权利要求书的范围内。

Claims (34)

1.一种铝铸造合金，由以下成分组成：
8.5-9.5重量％的硅；
0.5-2.0重量％的铜(Cu)；
0.27-0.53重量％的镁(Mg)；
0.012-0.14重量％的钒；
0.013-0.19重量％的锆；
其中，所述铝铸造合金包括满足4.7≤(Cu+10Mg)≤5.8的铜和镁；
至多5.0重量％的锌；
至多1.0重量％的银；
至多1.0重量％的铪；
至多1.0重量％的锰；
至多1.0重量％的铁；
至多0.30重量％的钛；
至多0.10重量％的锶、钠和锑中的一种或多种；
每种均≤0.04重量％且总量≤0.12重量％的其他元素；
余量为铝。
2.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括1.35-2.0重量％的铜和0.27-0.445重量％的镁。
3.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.5-0.75重量％的铜和0.395-0.53重量％的镁。
4.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.75-1.35重量％的铜和0.335-0.505重量％的镁。
5.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述铝铸造合金包括满足5.0≤(Cu+10Mg)≤5.5的铜和镁。
6.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述铝铸造合金包括满足5.1≤(Cu+10Mg)≤5.4的铜和镁。
7.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包含≤0.25重量％的锌。
8.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包含0.5重量％到5.0重量％的锌。
9.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包含≤0.01重量％的银。
10.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包含0.05-1.0重量％的银。
11.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金在TH进行固溶热处理，然后冷水淬火，其中优选的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％计的Mg和Cu含量，在由以下的下限值和上限值限定的范围内，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。
12.根据权利要求1所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.1-0.12重量％的钛。
13.根据权利要求12所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.12-0.14重量％的钒。
14.根据权利要求13所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.08-0.19重量％的锆。
15.根据权利要求12所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.14-0.3重量％的锰。
16.根据权利要求15所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.15-0.57重量％的铁。
17.根据权利要求16所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.1-0.12重量％的钒。
18.根据权利要求17所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.11-0.13重量％的锆。
19.根据权利要求12所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.27-0.3重量％的镍。
20.根据权利要求19所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.15-0.33重量％的铁。
21.根据权利要求20所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.03-0.15重量％的锰。
22.根据权利要求21所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.05-0.2重量％的铪。
23.根据权利要求21所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.1-0.12重量％的钒。
24.根据权利要求23所述的铝铸造合金，其特征在于，所述合金包括0.013-0.04重量％的锆。
25.一种选择权利要求1-24任一项所述的铝铸造合金的固溶温度的方法，包括以下步骤：
(A)计算铝合金中所有可溶解的组成相的形成温度，并确定具有最高形成温度的可溶解的组成相；
(B)计算铝合金的平衡固相线温度；
(C)在成分空间内限定一个区域，在所述区域内可溶解的组成相的最高形成温度在固相线温度以下至少10℃；以及
(D)在所限定的区域内选择固溶温度。
26.根据权利要求25所述的方法，其特征在于，所述组成相是在固溶过程中形成的相。
27.根据权利要求25所述的方法，其特征在于，所述确定的步骤包括：
(A)计算所有可溶解的、由Al、Cu、Mg和Si所构成的组成相的形成温度，并确定具有最高形成温度的可溶解的组成相；以及
(B)计算由Al、Cu、Mg、Si和所有其他合金元素所构成的合金的固相线温度；以及
(C)在Al-Cu-Mg-Si的空间内限定一个区域，在所述区域内可溶解的组成相的最高形成温度在固相线温度以下至少10℃；以及
(D)在所限定的区域内选择固溶温度。
28.根据权利要求27所述的方法，其特征在于，所述可溶解的组成相是Q-AlCuMgSi，Mg2Si，Al2Cu，S-AlCuMg，并且所述具有最高形成温度的可溶解的组成相是AlSiMgCu合金中的Q-AlCuMgSi相。
29.根据权利要求27所述的方法，其特征在于，所述可溶解的组成相的形成温度和固相线温度由计算热力学确定。
30.根据权利要求29所述的方法，其特征在于，利用PandatTM软件和PanAluminumTM数据库计算所述可溶解的组成相的形成温度和固相线温度。
31.一种通过将合金加热至在权利要求25中计算的所有可溶解的组成相的形成温度以上但在计算的固相线温度以下的温度对合金进行热处理的方法。
32.根据权利要求31所述的方法，其特征在于，所述合金是AlSiMgCu合金，并且所述具有最高形成温度的可溶解的组成相是Q-AlCuMgSi相。
33.一种制备权利要求1-24任一项所述的铝铸造合金的方法，包括以下步骤：
(A)确定合金中存在的可溶解的组成相；
(B)确定热处理期间促进可溶解的组成相固溶的温度范围；
(C)允许所述合金凝固；
(D)将所述凝固的合金加热至步骤(B)中所确定的范围内且在所述合金的固相线温度以下的温度。
34.根据权利要求33所述的方法，其特征在于，所述合金的Cu和Mg的重量％量被相对确定以便有利于合金的性能，以及有利于确定合金中所有可溶解的组成相的形成温度，并且其中所述方法进一步包含以下步骤：
首先确定受所述Cu和Mg影响的所述合金的目标性能范围；
第二确定所述Cu和Mg 的相对重量％量的范围以提供所述目标性能范围，其中所述第二确定的步骤发生在确定温度范围的所述步骤(B)之前。
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