CN110016593B - 铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

用于铸造成形铝合金零件的铝合金可以包含合金元素硅和铬，并且可以配制为通过热处理形成分散强化和沉淀强化的微结构。铝合金可以配制为当经受固溶热处理形成包括铝基质相和细晶粒AlCrSi分散体相的微结构。铝合金还可以配制为当经受时效热处理形成包括一种或多种含Cu沉淀物相的微结构。

Description

铝合金及其制备方法
引言
铝呈现了高耐腐蚀性、导热性和可加工性的组合，因此是用于制造车辆部件的理想材料。用于铸造应用的铝合金通常包括硅作为合金元素以使合金具有良好的可铸性，并且还可以包括合金元素铜、镁和/或锰，使得可以在铸造之后通过热处理增加合金的机械强度。
铸铝合金的热处理工艺可以包括以下步骤中的一个或多个：(1)固溶热处理，(2)快速冷却或淬火，以及(3)人工时效。固溶热处理通常在低于合金熔点的相对高温下进行，以将某些合金元素溶解到固溶体中并使合金的组成和微结构均匀化。在固溶热处理之后，可以将合金淬火成冷或温的液体介质，以将溶解的合金元素保留在过饱和的固溶体中。可以通过将合金加热到中间温度并使合金在这样的温度下保持足够的时间以影响某些合金元素从过饱和固溶体中沉淀，来进行人工时效。在固溶热处理(固溶强化)期间合金元素在铝晶格中的溶解和/或在时效(时效硬化或沉淀强化)期间细小均匀分散的第二相在铝基质相中的沉淀可以通过“钉扎(pinning)”或阻止合金内称为位错的晶体缺陷的移动，有效地增加铝合金的机械强度和/或硬度。
由于沉淀的第二相颗粒的粗化，沉淀强化的铝合金在高温下可能会机械强度实质降低。因此，本领域需要一种用于铸造应用的铝合金组合物，其可通过热处理形成热稳定的沉淀强化的微结构。
发明内容
用于铸造成形铝合金零件的铝合金可包含按重量计3-11％的硅(Si)、0.1-0.6％的铬(Cr)、≤0.15％的铁(Fe)和≤0.3％的锰(Mn)。
铝合金可以包含铬与铁和锰的重量比Cr:(Fe+Mn)大于或等于1:1。
在对铝合金进行固溶热处理之后，铝合金可以呈现包括铝基质相和细晶粒状AlCrSi分散体相的多相微结构。AlCrSi分散体相可以呈现面心立方(fcc)晶格结构，并且可以包含按重量计大于80％的Al、Cr和Si。
AlCrSi分散体相和铝基质相可以呈现相邻晶粒之间的晶体取向关系。在这种情况下，相邻晶粒之间的晶体取向关系可以是<001>Al//<111>AlCrSi,
Figure BDA0001921554230000021
或
Figure BDA0001921554230000022
{200}Al//{333}AlCrSi中的至少一种。
AlCrSi分散体相可以包含分布在整个铝基质相中的多个AlCrSi分散晶粒。AlCrSi分散晶粒可以具有小于或等于70nm的平均粒径。AlCrSi分散体相可以占铝合金的0.3-2.0体积％。
在对铝合金进行固溶热处理之后，铝合金还可以呈现包括Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相的多相微结构。Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可以占铝合金的小于0.2体积％。
铝合金还可以包含按重量计0.1-5％的铜(Cu)和0.1-1％的镁(Mg)。在这种情况下，在对铝合金进行固溶热处理和人工时效后，铝合金可以呈现多相微结构，包括铝基质相、细晶粒AlCrSi分散体相以及一种或多种含Cu沉淀物相。一种或多种含Cu沉淀物相可以包括AlCu沉淀物相和AlCuMgSi沉淀物相中的至少一种。
在一种形式中，铝合金可以包含按重量计5-9％的硅、0.2-0.5％的铬、0.3-1％的铜、0.3-0.5％的镁、0.05-0.2％的钛、0.01-0.02％的锶和余量的铝。
在制造呈现分散强化和析出强化的微结构的铝合金的方法中，可以提供铝合金。该铝合金可以按重量计包括以下量的合金元素：3-11％硅(Si)、0.1-0.6％铬(Cr)、0.1-5％铜(Cu)、0.1-1％镁(Mg)、≤0.15％铁(Fe)和≤0.3％锰(Mn)。可以将铝合金加热至第一温度，以至少部分地将一种或多种合金元素溶解成固溶体。可以将铝合金冷却至低于第一温度的第二温度，使得至少一部分合金元素保留在过饱和固溶体中。在铝合金冷却至第二温度后，铝合金可以包含铝基质相和细晶粒状AlCrSi分散体相。可以将铝合金加热至低于第一温度的第三温度，以从铝基质相中沉淀出一种或多种合金元素。此后，可以将铝合金冷却至低于第三温度的第四温度。在铝合金冷却至第四温度后，铝合金可以包含铝基质相、AlCrSi分散体相、以及一种或多种含Cu沉淀物相。
铝合金可以包含铬与铁和锰的重量比Cr:(Fe+Mn)大于或等于1:1。
AlCrSi分散体相可以具有面心立方(fcc)晶格结构，并且可以包含按重量计大于80％的Al、Cr和Si。AlCrSi分散体相和铝基质相可以呈现相邻晶粒之间的晶体取向关系。
在一种形式中，第一温度可以包含500℃至540℃范围内的温度，并且铝合金可以被加热至第一温度持续1小时至12小时，以至少部分地将一种或多种合金元素溶解成固溶体。
在另一种形式中，第一温度可以包含500℃至540℃范围内的温度，并且在将铝合金加热至第一温度持续0.5小时至4小时之前，铝合金可以被加热至150℃至小于500℃范围内的第五温度持续1小时至10小时。
第三温度可以包含150℃至250℃范围内的温度，并且铝合金可以被加热至第三温度持续1小时至10小时，以从铝基质相中沉淀出一种或多种合金元素。
AlCrSi分散体相可以包含分布在整个铝基质相中的多个AlCrSi分散晶粒。在铝合金被冷却至第四温度后，AlCrSi分散晶粒可以具有小于或等于70nm的平均粒径。
当在200℃至300℃范围内的温度下加热100小时时，AlCrSi分散体相可不会呈现粗化。
在将铝合金加热到第一温度之前，可以通过砂型铸造、永久模铸造、低压铸造、真空辅助高压模铸造、挤压铸造、或半固态金属铸造过程，将铝合金铸造成成形铝合金零件。
在一种形式中，铝合金可以铸造成用于内燃机的汽缸盖的形状。
附图说明
图1是根据本发明的一个方面的温度对时间的示意图，示出了用于制造具有分散强化和沉淀强化的微结构的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的多级热处理工艺；
图2是根据本发明的另一个方面的温度对时间的示意图，示出了用于制造具有分散强化和沉淀强化的微结构的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的另一多级热处理工艺；
图3是Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图，该合金已经被铸造成期望的形状而没有经过随后的热处理工艺，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构包括铝基质相和多个粗金属间(成分)相；
图4是经过热处理工艺的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图，该热处理工艺包括固溶热处理阶段和淬火阶段，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构包括铝基质相和AlCrSi分散体相；
图5是经过热处理工艺的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图，该热处理工艺包括固溶热处理阶段和时效热处理阶段，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构包括铝基质相、AlCrSi分散体相、AlCu沉淀物相和AlCuMgSi沉淀物相；
图6示出了固溶热处理的Al-Si-Cr-Mg合金的一部分的扫描透射电子显微镜(STEM)图像，包括铝基质相、AlCrSi分散体相和Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相，具有Cr、Si、Fe和Mn的能量色散X射线(EDX)图；
图7是图6的Al-Si-Cr-Mg合金的一部分的放大的STEM图像，具有Cr、Si、Fe和Mn的EDX图；
图8是固溶热处理的Al-Si-Cr-Mg合金的一部分的扫描透射电子显微镜(STEM)图像，其描绘了铝基质相内的单个AlCrSi分散体；
图9是图8的STEM图像的放大图，示出了AlCrSi分散体的晶格与铝基质相的晶格之间的界面；以及
图10是图9的AlCrSi分散体的晶格与铝基质相的晶格之间的界面的电子束衍射图案；以及
图11是Al-Si-Cr-Mg合金的维氏硬度(HV)对固溶热处理持续时间(小时)的图表。
具体实施方式
本发明公开的铝合金可以用于通过各种铸造工艺制造成形的铝合金零件，例如砂型铸造、永久模铸造、低压模铸造、真空辅助高压模铸造、挤压铸造和半成品-固体金属铸造等。当经过适当的热处理，配制铝合金以实现分散强化和沉淀强化的微结构，在环境温度(例如25℃)和高温(例如高达约550℃)下都呈现高机械强度。因此，铝合金可适用于制造各种内燃机部件，例如汽缸盖、汽缸套、活塞和排气部件。
如本文所用，术语“铝合金”是指包含按重量计大于或等于80％、或更优选地大于或等于90％的铝(Al)以及一种或多种其它元素的材料，该一种或多种其它元素被选择为赋予材料某些期望的性能，而纯铝并不呈现这些性能。
用于铸造成形铝合金部件的铝合金组合物除了铝之外还可以包含合金元素硅(Si)、铬(Cr)、铜(Cu)和镁(Mg)，因此在本文中可以称为Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计大于或等于3％或5％的硅；小于或等于11％或9％的硅；或介于3-11％或5-9％之间的硅。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计大于或等于0.1％或0.2％的铬；小于或等于0.6％或0.5％的铬；或介于0.1-0.6％或0.2-0.5％之间的铬。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计大于或等于0.1％或0.3％的铜；小于或等于5％或1％的铜；或介于0.1-5％或0.3-1％之间的铜。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计大于或等于0.1％或0.3％的镁；小于或等于1％或0.5％的镁；或介于0.1-1％或0.3-0.5％之间的镁。
选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中Si、Cr、Cu和Mg各自的含量，以使合金在铸造期间具有某些期望的性能，并能够在随后的热处理过程中形成期望的微结构。例如，选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的硅的量，以使熔融合金具有适合于铸造的流动性、相对低的熔化温度、优异的尺寸稳定性以及低的热膨胀。此外，选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中Si、Cr、Cu和Mg各自的含量，使得当经过合适的热处理工艺(包括固溶热处理阶段和随后的人工时效热处理阶段)，合金能够形成包括面心立方(fcc)铝基质相、细晶粒状分散体相以及一种或多种沉淀物相的多相微结构。铝基质相是基于铝的，并且可以不包含100％的铝；相反，铝基质相可以包含固溶体，该固溶体具有一种或多种合金元素，该合金元素替代地和/或间隙地掺入到铝晶格中。铝基质相可具有在0.4-0.41nm范围内或约0.405nm的晶格参数(a,b,c)。
选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的铬的量，以使得当经过适当的固溶热处理，合金能够在铝基质相中形成热稳定的基于Al、Cr和Si的分散体(在本文中称为“AlCrSi分散体”)。AlCrSi分散体相可以具有fcc晶格结构，晶格参数(a,b,c)在1.07-1.20nm的范围内或约1.093nm。此外，AlCrSi分散体相可以包含分布在整个铝基质相中的多个纳米尺寸的AlCrSi分散体。AlCrSi分散体相是“基于Al、Cr和Si的”，意指AlCrSi分散体相主要包含元素Al、Cr和Si，但也可以包含相对少量的一种或多种其它元素，例如Fe和/或Mn。例如，AlCrSi分散体相中Al、Cr和Si的总量可以包含按重量计AlCrSi分散体相的大于80％、大于90％、或更优选地大于95％。在一种形式中，AlCrSi分散体相可以具有由以下经验式表示的标称组成：Al13Cr4Si4。例如，AlCrSi分散体相可以包含按重量计50-60％的Al、25-35％的Cr和10-20％的Si。此外，AlCrSi分散体相优选包含按重量计小于15％的(Fe+Mn)、或更优选地小于10％的(Fe+Mn)。
已发现在铝基质相内形成AlCrSi分散体相可在高温下改善Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的总强度。不受理论的束缚，据信由AlCrSi分散体相赋予Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的高温强度可至少部分归因于相对低的固溶度和在高温下铬在铝基质相中的相对低的扩散率(与例如Mn、Fe和Cu的那些相比)，以及AlCrSi分散体相与铝基质相之间的结晶取向关系。据信铝基质相的晶粒和AlCrSi分散体相的晶粒都将呈现fcc晶格结构，并且在某些特定的晶格平面对之间也将呈现最小的失配。换言之，AlCrSi分散体相和铝基质相可以呈现相邻晶粒之间的一种或多种晶体取向关系。特别地，AlCrSi分散体相和铝基质相可以呈现以下结晶取向关系：<001>Al//<111>AlCrSi,
Figure BDA0001921554230000071
此外，AlCrSi分散体相和铝基质相可以呈现以下结晶取向关系：
Figure BDA0001921554230000072
{200}Al//{333}AlCrSi。沿着匹配行的原子间间距错配以及铝基质相与AlCrSi分散体相的匹配平面之间的晶面间距错配各自可小于5％。特别地，铝基质相的{002}原子晶格面与AlCrSi分散体相的{333}原子晶格平面的间距之间的错配可小于4％，例如约3.6％。此外，铝基质相的{002}原子晶格平面与AlCrSi分散体相的
Figure BDA0001921554230000073
原子晶格平面的间距之间的错配可小于5％，例如约4.8％。
反过来，据信铝基质相与AlCrSi分散体相之间的晶体学关系将导致在分散体-基质界面处的原子位置的匹配、铝基质相与AlCrSi分散体相之间的相干性或半相干性，以及铝基质相与AlCrSi分散体相之间的界面处的相对低的界面能。由此，据信AlCrSi分散体相在高温下呈现优异的热稳定性和抗粗化(即抗晶粒生长)，从而赋予Al-Si-Cr-Cu-Mg合金以及由其形成的铸造铝合金零件在环境温度和高温下的高机械强度。例如，AlCrSi分散体相可能在环境温度和高温下呈现抗粗化性，当暴露在200℃至300℃的温度范围内100小时时，AlCrSi分散晶粒可能体积增加不超过20％。此外，当暴露于高达550℃的温度少于1小时时，AlCrSi分散晶粒可能体积增加不超过20％。
控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的铁(Fe)和锰(Mn)的量，使得在铝基质相内形成fccAlCrSi分散体相优于形成一种或多种其它分散体相。例如，可以控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铁和锰的总量相对于铬的量，使得AlCrSi分散体相的形成优于基于Al、Mn、Fe、Cr和Si的分散体(在本文中称为“Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体”)相的形成。Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可具有体心立方(bcc)晶格结构，晶格参数(a,b,c)在1.2-1.3nm的范围内或约1.256nm。Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相是“基于Al、Mn、Fe、Cr和Si的”，意指Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相主要包含元素Al、Mn、Fe、Cr和Si。例如，Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相中Al、Mn、Fe、Cr和Si的总量可以包含按重量计大于Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相的90％。此外，Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可以包含按重量计大于15％的(Mn+Fe)，或大于20％的(Mn+Fe)。
与fcc AlCrSi分散体相相比，不太期望在铝基质相内形成Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相，因为bcc Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相呈现在高温下相对差的热稳定性。不受理论的束缚，据信Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相的热稳定性差可能至少部分归因于与Cr的固溶度和扩散率相比Mn相对高的固溶度以及Mn和Fe在铝基质相中相对高的扩散率。因此，Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可能更容易在高温下粗化，并且可能与铝基质相不一致，这将有效降低Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相在此种温度下促进Al-Si-Cr-Cu-Mg合金机械强度的能力。
为了确保AlCrSi分散体相是铝基质相内的主要分散体相，已经发现Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铬与铁和锰的重量比Cr:(Fe+Mn)大于1:1，更优选大于2:1。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的重量比Cr:(Fe+Mn)可以大于或等于1:1或2:1；小于或等于10:1或5:1；或在1:1和10:1之间，或在2:1和5:1之间。为了获得合适的Cr:(Fe+Mn)比，在一些实施方案中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以基本上不含铁(Fe)，并且可以包含按重量计小于0.15％的Fe，或更优选小于或等于0.12％的Fe。另外或可替代地，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以基本上不含锰(Mn)，并且可以包含按重量计小于0.3％的Mn，或更优选小于或等于0.15％的Mn。
本文中关于AlCrSi分散体相使用的术语“主要”可以表示AlCrSi分散体相(i)占Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中最大数量的离散分散体，(ii)表示按体积计Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中最大的分散体相，和/或(iii)表示按重量计Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中最大的分散体相。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中离散的AlCrSi分散体的数量可大于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中离散的Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体的数量。另外或可替代地，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中AlCrSi分散体相的体积和/或质量分数可大于Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相的体积和/或质量分数。
由于淤渣形成的可能性增加，先前认为在铸造应用中在铝合金中包含铬是不期望的。然而，铬有利地可以包括在本发明公开的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中，通过控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的铬、铁和锰的量，不会形成淤渣。特别地，通过控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铬、铁和锰的含量，可以避免Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中淤渣的形成，使得合金呈现小于2重量％、或更优选小于1.8重量％的淤渣因子(SF)，其计算为SF＝(1×重量％Fe)+(2×重量％Mn)+(3×重量％Cr)。
选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的铜的量，以使合金当经过适当的时效热处理能够在铝基质相内形成一种或多种含Cu沉淀物相。例如，可以选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中的铜的量，以使合金当经过适当的时效热处理能够在铝基质相中形成热稳定的基于Al和Cu的沉淀物(在本文中称为“AlCu沉淀物”)。AlCu沉淀物相可以具有四方晶格结构，并且可包含分布在整个铝基质相中的多个纳米尺寸的板状沉淀物。AlCu沉淀物相是“基于Al和Cu的”，意指AlCu沉淀物相主要包含Al和Cu。例如，AlCu沉淀物相中Al和Cu的总量可以按重量计大于AlCu沉淀物相的90％。在铝基质相内形成AlCu沉淀物相可以提供在相对低的温度下(例如在环境温度下)具有高强度的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。
选择Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铜和镁的总量以及各自的量，以使合金当经过适当的时效热处理能够在铝基质相中形成基于Al、Cu、Mg和Si的沉淀(本文称为“AlCuMgSi沉淀”)。AlCuMgSi沉淀物相可包含分布在整个铝基质相中的多个纳米尺寸的AlCuMgSi沉淀物。AlCuMgSi沉淀物相是“基于Al、Cu、Mg和Si的”，意指AlCuMgSi沉淀物相主要包含Al、Cu、Mg和Si。例如，AlCuMgSi沉淀物相中Al、Cu、Mg和Si的总量可以按重量计大于AlCuMgSi沉淀物相的90％。在铝基质相内形成AlCuMgSi沉淀物相可以提供在环境温度和高温下具有高强度的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。
可以控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铜与镁的相对量，以优化在时效期间在合金中形成的AlCu和AlCuMgSi沉淀物相的各自的量。在一种形式中，可以控制Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铜与镁的相对量，使得Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中铜与镁的重量比Cu:Mg大于1:1。
Al-Si-Cr-Cu-Mg合金任选地可以包含合金元素钛(Ti)和/或锶(Sr)。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计0.05-0.2％的钛。另外或可替代地，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含按重量计100ppm至200ppm的锶。
尽管如此，非有意引入Al-Si-Cr-Cu-Mg合金组合物中的附加元素可以以相对少的量固有地存在于合金中，例如按Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的重量计小于0.2％，优选小于0.05％，更优选地小于0.01％。这些元素可以例如作为用于制备Al-Si-Cr-Cu-Mg合金组合物的原料中的杂质存在。在实施方案中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金被称为包含一种或多种合金元素(例如，Si、Cr、Cu、Mg、Ti和Sr中的一种或多种)和余量的铝，术语“余量”并不排除存在附加元素，这些附加元素并非有意引入Al-Si-Cr-Cu-Mg合金组合物中，但以相对少的量固有地存在于合金中，例如作为杂质。
在对Al-Si-Cr-Cu-Mg合金进行热处理以包括期望量的AlCrSi分散体、AlCu沉淀和AlCuMgSi沉淀物相之后，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金在环境温度和高温下都将呈现高机械强度。经热处理的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的热稳定性可取决于合金加热的特定高温和暴露的持续时间。例如，在Al-Si-Cr-Cu-Mg合金经过适当的热处理工艺之后，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金在高达约550℃的高温下持续时间不到1小时可呈现优异的热稳定性。此外，在Al-Si-Cr-Cu-Mg合金经过适当的热处理工艺后，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金在高达约300℃的高温下持续时间等于或大于100小时可呈现优异的热稳定性。
图1描绘了根据本发明的一个或多个实施方案的多级热处理工艺100的处理温度对时间的曲线图，该多级热处理工艺100可用于制造呈现分散强化和沉淀强化的微结构的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。热处理工艺100可包括以下阶段中的一个或多个：铸造阶段110、第一冷却阶段120、固溶热处理阶段130、淬火阶段140、时效热处理阶段150和第二冷却阶段160。作为参考，从垂直温度轴线绘制虚线，示出：环境温度TA(10)、Al-Si-Cr-Cu-Mg合金中至少一种金属间沉淀物相的固溶温度TV(20)、Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的固相线温度TS(30)、以及Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的液相线温度TL(40)。固溶温度TV、固相线温度TS和液相线温度TL可以根据Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的特定化学组成和其中包含的金属间沉淀物相而变化。
在铸造阶段110期间，例如通过将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的所有成分以相应的量混合在一起，然后将混合物加热到高于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的液相线温度TL的第一温度T1，制备一定体积的熔融Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。虽然Al-Si-Cr-Cu-Mg合金是熔融形式，但是合金可以铸造成期望的形状，例如，通过引入模具中。此后，在第一冷却阶段120中，将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金冷却至环境温度TA或中间温度，例如低于100℃。在第一冷却阶段120期间冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的速率可以是逐渐的或快速的并且可取决于铸造方法。
图3是通过铸造工艺(阶段110)铸造成期望形状并冷却至环境温度TA或中间温度(阶段120)的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图。图3中所示的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构显示为沿着[001]Al区轴线观察合金，并且可以按比例或可以不按比例。不受理论的束缚，据信在铸造和冷却阶段110、120期间，熔融Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的凝固可以从形成初级Al基树枝状网络开始，导致剩余熔融合金材料的溶质浓度增加。同时或之后不久，含Al和Si的共晶混合物(Al-Si共晶合金)可在生长的Al基树枝状晶粒中固化，导致剩余的熔融合金材料进一步溶质富集。这种富含溶质的熔融合金材料可以在生长晶粒(晶粒间区域)之间以及由Al基树枝状晶粒和Al-Si共晶晶粒建立的晶粒包络(枝晶间区域)内的隔离区域中以粗金属间化合物的形式固化。
例如，如图3所示，在阶段120中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金可包含连续的铝基质相210以及分布在整个铝基质相210中的多个粗金属间相212、214、216。虽然在图3中没有具体描述，但是在阶段120中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金通常还包含Al-Si共晶相。此外，金属间相212、214、216在图3中描绘为沿铝基质相210内的晶界218分布；然而，在实践中，情况可能如此也可能并非如此。粗金属间相212、214、216可以富含一种或多种合金元素，例如Si、Cr、Cu和/或Mg。例如，如图3所示，粗金属间相可包括富含Cr的金属间相212、富含Mg的金属间相214和富含Cu的金属间相216。铝基相210可包含平均粒径在200μm至1000μm范围内的Al基晶粒，金属间相212、214、216可包含平均粒径在2μm至20μm范围内的晶粒。不受理论的束缚，据信，由于Cr在Al中的扩散率和固溶度相对较低，以及在阶段120中Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的冷却速率，铝基质相210也可包含Cr过饱和的Al基固溶体。
在阶段130中，通过加热至第二温度T2，对Al-Si-Cr-Cu-Mg合金进行固溶热处理，该第二温度T2低于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的固相线温度TS，但高于一种或多种金属间相212、214、216的固溶温度TV。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在第二温度T2下保持足够的时间以溶解到可在第一冷却阶段120期间形成的一种或多种金属间相212、214、216的固溶体中。此外，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在第二温度T2下保持足够的时间以使多个细晶粒状AlCrSi分散体从铝基质相210中沉淀出来。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可适当地在阶段130中加热至500℃至540℃范围内的第二温度T2持续1-12小时。在一个具体实施例中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在阶段130中加热到530℃至540℃范围内的第二温度T2持续5-8小时。金属间相212、214、216在铝基质相210中溶解的程度将至少部分地取决于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金被加热的温度、金属间相212、214、216的尺寸、其中含有的特定合金元素、以及合金元素在铝基质相210中的扩散性和固溶度。
在阶段140中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金从第二温度T2快速冷却或淬火至环境温度TA或中间温度，例如低于100℃，冷却速率足以防止溶解的合金元素的扩散和沉淀，并且在铝基质相210中的过饱和固溶体中保留至少一部分合金元素(例如Cr、Mg、Si和/或Cu)。例如，通过将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金浸入液体介质中(例如水或油中)，可以在阶段140中以大于每秒1℃的速率淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。
图4是在阶段140中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图。图4中所示的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构显示为沿着[001]Al区轴线观察合金并且可以按比例或可以不按比例。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的形态可能看起来与图4中所示的形态略有不同，例如，如果沿不同的轴线观察合金。如图4所示，在阶段140中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金将包含铝基质相210以及分布在整个铝基质210中的AlCrSi分散体相220，该AlCrSi分散体相220包括多个细晶粒状AlCrSi分散体。在一些实施方案中，一种或多种富含Cr的金属间相212也可以保留在基质相210内。不受理论的束缚，据信Cr在Al中的相对低的固溶度以及固溶热处理阶段130的相对高的温度(尽管Cr在Al中的扩散率相对较低)可能是在基质相210内形成AlCrSi分散体相220的原因，也可能是防止富含Cr的金属间相212在基质相210中溶解的原因。AlCrSi分散体晶粒可具有20-100nm范围内的晶粒直径和/或可具有小于或等于70nm、或更优选小于或等于50nm的平均晶粒直径。在阶段140中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，AlCrSi分散体相220可以占Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的0.3体积％至2.0体积％。在一些实施方案中，在阶段140中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金还可以包含分布在整个铝基质210中的Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相(未示出)，该Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可包括多个Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体。在这种情况下，Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体相可占Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的小于0.2体积％。
在阶段150中，通过加热到第三温度T3，该第三温度T3高于环境温度TA但低于金属间相212、214、216的固溶温度TV且低于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的固相线温度TS，对Al-Si-Cr-Cu-Mg合金进行人工时效热处理。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在第三温度T3下保持足够的时间以在铝基质相210中形成一种或多种沉淀物相。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合适的合金可以在阶段150中加热到150℃至250℃范围内的第三温度T3持续1-10小时。在一个具体实施例中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在阶段150中加热至175℃至200℃范围内的第三温度T3持续5-8小时。在阶段150中加热Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的具体温度和时间取决于所得Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的期望延展性和强度。在阶段160中，可以通过任何合适的方法将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金从第三温度T3逐渐冷却至环境温度TA或中间温度，例如低于100℃。
图5是在阶段160中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构的示意图。图5中所示的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的微结构显示为沿着[001]Al区轴线观察合金并且可以按比例或可以不按比例。Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的形态可能看起来与图5中所示的形态略有不同，例如，如果沿不同的轴线观察合金。如图5所示，在阶段160中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金将包含铝基质相210、AlCrSi分散体相220以及一种或多种沉淀物相。例如，如图5所示，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以包含分散在整个铝基质相210中的AlCu沉淀物相222和AlCuMgSi沉淀物相224。AlCu沉淀物相222可以包含多个离散的板状沉淀物晶粒并且AlCuMgSi沉淀物相224各自可包含多个离散的板条状沉淀物晶粒，每种沉淀物相222、224的沉淀物晶粒具有小于100nm的平均晶粒直径。AlCu沉淀物相222可以占大于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的0体积％至约5.0体积％，AlCuMgSi沉淀物相224可以占大于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的0体积％至约3.0体积％。在一些实施方案中，一种或多种富含Cr的金属间相212也可以保留在基质相210内。在阶段160中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金可以呈现在室温下250-350MPa范围内的屈服强度以及300-400MPa范围内的拉伸强度。
图2描绘了根据本发明的另一个实施方案的另一多级热处理工艺300的处理温度随时间的曲线图，该多级热处理工艺300可用于制造呈现分散强化和沉淀强化的微结构的Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。类似于上面关于图1描述的过程100，热处理过程300还可以包括以下阶段中的一个或多个：铸造阶段310、第一冷却阶段320、固溶热处理阶段330、淬火阶段340、时效热处理阶段350和第二冷却阶段360。以上关于图1描述的阶段110、120、140、150和160的细节同样适用于图2中这里描述的阶段310、320、340、350和360，因此不再重复。
图2中描绘的固溶热处理阶段330包括两个子阶段：第一固溶热处理子阶段332和第二固溶热处理子阶段334。在Al-Si-Cr-Cu-Mg合金在铸造和冷却阶段310、320中形成和固化之后，可以在子阶段332中将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金加热到第四温度T4，该第四温度T4低于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的固相线温度TS但高于一种或多种粗金属间相的固溶温度TV。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可适当地在子阶段332中加热至第四温度T4，在150℃至小于500℃的范围内持续1-10小时。在一个具体实施例中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金适当地可以在子阶段332中加热到第四温度T4，在300℃至小于500℃的范围内持续1-10小时。此后，在子阶段334中，可以将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金加热到第五温度T5，该第五温度T5高于第四温度T4，但低于Al-Si-Cr-Cu-Mg合金的固相线温度TS。例如，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在子阶段334中适当地加热到500℃至540℃范围内的第五温度T5持续0.5-4小时。
在一些实施例中，固溶热处理阶段330可以包括子阶段332、334之间的淬火子阶段336。在子阶段336中，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以从第四温度T4冷却或淬火至环境温度TA或中间温度。例如，可以在子阶段332之后，通过将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金浸入液体介质中(例如，在水或油中)，以大于每秒1℃的速率淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金。此后，为了进行子阶段334，可以将Al-Si-Cr-Cu-Mg合金再加热到第五温度T5。
在Al-Si-Cr-Cu-Mg合金经过固溶热处理阶段330(包括子阶段332、334和任选的子阶段336)之后，Al-Si-Cr-Cu-Mg合金可以在阶段340中淬火。在阶段340中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金可以呈现与图4中所示的显微组织基本相同的微结构。
在阶段340中淬火Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，可以在阶段350中人工时效Al-Si-Cr-Cu-Mg合金，然后通过任何合适的方法在阶段360中冷却至环境温度TA。在阶段360中冷却Al-Si-Cr-Cu-Mg合金之后，合金可以呈现与图5中所示的显微组织基本相同的微结构。
实验
在实验室环境中制备包含按重量计5％硅、0.27％铬、0.5％镁、0.12％铁、0.03％锰和余量铝的铝合金(Al-Si-Cr-Mg合金)并允许逐渐冷却到室温。此后，将多个Al-Si-Cr-Mg合金样品在540℃的温度下固溶热处理0、5、6、12和20小时，然后淬火至环境温度。在固溶热处理后没有进行另外的热处理。Al-Si-Cr-Mg合金的Cr:(Fe+Mn)重量比为～1.8，淤渣因子(SF)为约0.99。为了说明AlCrSi分散体相的特征和分离的益处，制备该示例性Al-Si-Cr-Mg合金而不添加Cu，不受否则可能在合金中形成的一种或多种含Cu沉淀物相的影响。
使用扫描透射电子显微镜(STEM)观察在540℃的温度下固溶热处理5小时的Al-Si-Cr-Mg合金样品的微结构，其中使用能量色散X射线光谱(EDX)进行Cr、Si、Fe和Mn元素的扫图(mapping)。
如图6和图7所示，在540℃的温度下固溶热处理5小时的Al-Si-Cr-Mg合金样品包括分布在整个铝基质相410中的若干AlCrSi分散体晶粒420和相对少量的Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体晶粒430。AlCrSi分散体晶粒420的晶粒直径尺寸范围为约20nm至约100nm，平均晶粒直径为约50nm。另一方面，Al(Mn,Fe,Cr)Si分散体晶粒430实质更大，并且晶粒直径尺寸范围为约50nm至约200nm，平均粒径为约100nm。
如图8、图9和图10所示，AlCrSi分散晶粒420的晶格参数呈现与铝基质相410的取向和尺寸关系。
在对它们进行固溶热处理后，使用BUEHLER VH3300硬度测试仪测量Al-Si-Cr-Mg合金样品的维氏硬度，载荷为200克，加载时间为10秒。图11示出了Al-Si-Cr-Mg合金样品的维氏硬度随溶液热处理持续时间(小时)的变化。如图所示，固溶热处理有效地提高了Al-Si-Cr-Mg合金的维氏硬度，Al-Si-Cr-Mg合金在经过固溶热处理持续约5小时后经历了约85HV0.2的硬度峰值。
通过对样品进行热调节处理，评价在540℃的温度下固溶热处理5小时的Al-Si-Cr-Mg合金样品的热稳定性，其中Al-Si-Cr-Mg合金样品在300℃的温度下加热约100小时。为了比较，在实验室环境中制备另外的铝合金样品，其包含按重量计5％的硅、0.5％的镁、0.15％的铁、0.07％的锰和余量的铝(Al-Si-Mg合金)，在540℃的温度下固溶热处理5小时，淬火至环境温度，然后在300℃的温度下加热约100小时。
热调节后，Al-Si-Cr-Mg合金样品呈现维氏硬度为约44HV0.025，但Al-Si-Mg合金样品呈现维氏硬度仅为约36HV0.025，表明AlCrSi分散体相是热稳定的，并且通过添加适量的Cr并在其中形成AlCrSi分散体相可以改善Al合金的热稳定性。
以上对优选示例性实施方案、方面和具体实施例的描述本质上仅是描述性的；它们并非旨在限制随后的权利要求的范围。除非在说明书中另外具体地且明确地陈述，否则所附权利要求中使用的每个术语应当给出其普通和惯用的含义。

Claims (10)

1.一种用于铸造成形铝合金零件的铝合金，所述铝合金由按重量计3-11％的硅(Si)、0.1-0.6％的铬(Cr)、0.1-5％的铜(Cu)、0.1-1％的镁(Mg)、≤0.15％的铁(Fe)、≤0.3％的锰(Mn)和余量的铝组成，并且
其中所述铝合金中铬与铁和锰的重量比Cr∶(Fe+Mn)大于或等于1∶1，所述铝合金中铜与镁的重量比Cu∶Mg大于1∶1。
2.根据权利要求1所述的铝合金，其中，在对所述铝合金进行固溶热处理后，所述铝合金呈现多相微结构，包括铝基质相和细晶粒状AlCrSi分散体相，所述AlCrSi分散体相呈现面心立方(fcc)晶格结构，并且包含按重量计大于80％的Al、Cr和Si，并且其中所述AlCrSi分散体相占所述铝合金的0.3-2.0体积％。
3.根据权利要求2所述的铝合金，其中所述AlCrSi分散体相和所述铝基质相呈现相邻晶粒之间的晶体取向关系，并且其中所述相邻晶粒之间的晶体取向关系是<001>Al//<111>AlCrSi，
Figure FDA0003106797050000011
或
Figure FDA0003106797050000012
{200}Al//{333}AlCrSi中的至少一种。
4.根据权利要求2所述的铝合金，其中所述AlCrSi分散体相包含分布在整个所述铝基质相中的多个AlCrSi分散体晶粒，所述AlCrSi分散体晶粒具有小于或等于70nm的平均晶粒直径，并且其中当在200℃至300℃的温度下加热100小时时，所述AlCrSi分散体相不会呈现粗化。
5.根据权利要求2所述的铝合金，其中，在对所述铝合金进行固溶热处理之后，所述铝合金的多相微结构还包括Al(Mn，Fe，Cr)Si分散体相，并且其中所述Al(Mn，Fe，Cr)Si分散体相占所述铝合金的小于0.2体积％。
6.根据权利要求1所述的铝合金，其中，在对所述铝合金进行固溶热处理和人工时效之后，所述铝合金呈现多相微结构，包括铝基质相、细晶粒状AlCrSi分散体相、以及一种或多种含Cu沉淀物相。
7.一种用于铸造成形铝合金零件的铝合金，所述铝合金由按重量计5-9％的硅、0.2-0.5％的铬、0.3-1％的铜、0.3-0.5％的镁、≤0.15％的铁、≤0.3％的锰、0.05-0.2％的钛、0.01-0.02％的锶和余量的铝组成；其中所述铝合金中铬与铁和锰的重量比Cr∶(Fe+Mn)大于或等于1∶1，所述铝合金中铜与镁的重量比Cu∶Mg大于1∶1。
8.一种制造铝合金的方法，所述铝合金呈现分散强化和沉淀强化的微结构，所述方法包含：
提供一种铝合金，其按重量计由以下量的合金元素组成：3-11％的硅(Si)、0.1-0.6％的铬(Cr)、0.1-5％的铜(Cu)、0.1-1％的镁(Mg)、≤0.15％的铁(Fe)、≤0.3％的锰(Mn)和余量的铝；其中所述铝合金中铬与铁和锰的重量比Cr∶(Fe+Mn)大于或等于1∶1；
将所述铝合金加热至第一温度，以至少部分地将一种或多种合金元素溶解成固溶体；
将所述铝合金冷却至低于所述第一温度的第二温度，使得至少一部分所述合金元素保留在过饱和固溶体中，其中，在所述铝合金冷却至所述第二温度后，所述铝合金包含铝基质相和细晶粒状AlCrSi分散体相；
将所述铝合金加热至低于所述第一温度的第三温度，以从所述铝基质相沉淀出一种或多种所述合金元素；然后
将所述铝合金冷却至低于所述第三温度的第四温度，其中，在所述铝合金冷却至所述第四温度后，所述铝合金包含铝基质相、所述AlCrSi分散体相、以及一种或多种含Cu沉淀物相。
9.根据权利要求8所述的方法，其中所述第一温度包含500℃至540℃范围内的温度，并且其中所述铝合金被加热至所述第一温度持续1-12小时以至少部分地将一种或多种所述合金元素溶解成固溶体。
10.根据权利要求8所述的方法，其中所述第三温度包含150℃至250℃范围内的温度，并且其中将所述铝合金加热至所述第三温度持续1-10小时以从所述铝基质相沉淀出一种或多种所述合金元素。
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