CN1206049A

CN1206049A - 改善了的锌基含钛合金

Info

Publication number: CN1206049A
Application number: CN 98109780
Authority: CN
Inventors: M·D·汉纳; M·S·拉诗德
Original assignee: Motors Liquidation Co
Current assignee: Motors Liquidation Co
Priority date: 1997-04-07
Filing date: 1998-04-07
Publication date: 1999-01-27

Abstract

本发明的发现是:含以ε相为主相的Zn基合金加了Ti会使该合金抗拉和抗压强度提高。该合金可用于金属,永久模铸或压铸工艺中以模制部件或工具。按较佳实施方案,向含3—12%(重量)Cu,2—5%(重量)Al,次要成分及余量的Zn的锌基合金加0.01—0.1%(重量)的Ti。所发现的特点是预料不到的和先前从未报导金的。这种特性的原因尚不清楚。

Description

改善了的锌基含钛合金

本发明涉及改善了的锌基合金。

在各种应用中使用锌基合金已有几十年了。为满足网状压模铸的要求在20年代曾开发过如Zamak3和Zamak5之类的合金。后来又开发了另外的两种合金，它们是也用铸造工艺的Zamak2和用于制造标准工具的并用于硬铸造工艺的Kirksite，并且它们一直被用于这种目的。这些合金含约4％(重量)的Al，在Zamak3中还含痕量的Cu，Zamak5中含约1％(重量)的Cu，而在Zamak2和Kirksite中含约3％(重量)的Cu。这些合金的凝固以形成η主相枝晶开始，该相随后又被(η+α)共晶包围。η相有六角形密集(HCP)的结晶组织，而α相是面心立方(FCC)组织。

锌合金的下一个明显发展大约出现在25年前，当时开发了被称为ZA-5、ZA-8、ZA-12及ZA-27的Zn-Al合金系列；其中的5、8、12及27指的是Al的公称重量百分数。这些合金的凝固以形成α主相枝晶开始，它所随后被(η+α)共晶包围。在所有的这些合金中，Al都是主相强化剂。这类合金可以很小的尺寸公差及相当低的成本铸造或制造。典型的铸造方法是金属模及压力模铸造法。将锌合金属液倒入体积固定的模腔中而不加压(金属模)铸造或在模铸过程中加压。

市售的锌的铸造合金，Zamak及Zn-Al(ZA)合合主要用于装饰或非结构的用途。这是因为它们的强度和／或蠕变性能较低的缘故。较强的材料，如钢被用来满足较高的要求。钢部件通常被机加工，而锌合金可压铸成形。其它的Zn合金，如Kirksite例来用于冲压金属板材的标准工具。但Kirksite工具相对来说是软的，而且一般不适用于生产大体积的物品。

近年来开发的已知的锌基合金，如ACuZinc^(2-4％(重量)的Al，4-11％(重量)的Cu，余为Zn)可用作抗蠕变的Zn合金，该合金公开于Kashid和Hanna的美国专利4，990，310中。这些合金含有被三元共晶(η+α+ε)包围的ε枝晶及一些η相。ε相枝晶的体积份额及尺寸随Cu含量增加而增加。己发现这些合金比现有的上市合金更强和更耐久。近年来，还发现这些合金，当应变速率增加，其强度增大，而且在较高的温度下增加得较高。本发明是此ACuZINC^合金的进一步改进。

本发明包括这样的发现：向含ε相为主相的锌基合金加Ti会使该合金的抗拉和抗压强度增加。该合金可在金属永久铸模或压铸工艺中使用，以模制部件或工具。按一较佳实施方案，向含约3-12％(重量)Cu，约2-5％(重量)Al，次要组份，余量Zn的锌基合金加约0．01-0．1％(重量)的Ti。所发现性能是始料末及的并且是从未报导过的。这种性能的原因尚不知道。

加Ti改进了该Zn基合金的韧性，发现了新的Al-Zn-Ti相(Al₅Ti₁₀Zn₃)，它起着大量的细ε相(Zn₄Cu)的形成核心的作用，该ε相与未加Ti的Zn-Cu-Al合金的ε相相比有更大的表面积。较硬的ε相较大的数量及其表面积增大则改进了该合金的韧性。

由于加Ti增加了抗压强度和韧性，因而这些锌合金可以可靠地用于需要这类性能的，汽车或非汽车的部件或工具的场合。本发明的合金可用于按规定尺寸铸造的模中，以便形成板状金属，形成各种成形和冲压工具，形成承受抗压强度的部件及其它必须受力很大的零件。本发明的合金成分可用压铸法或重力浇铸法制造成形，或制成接近网状(near-net)的形状。

从下文的附图简述，详细的说明书及所述的权利要求及附图将会了解本发明的目的，特性和优点。

图1是表示加Ti对含10．4％(重量)Cu、4．1％(重量)Al及0．05％Mg的锌合金的室温抗拉强度极限(UTS)及0．2％屈服强度(0．2％YS)影响的曲线。

图2是表示加Ti对含10．4％(重量)Cu、4．1％(重量)Al及0．05％Mg的锌合金的室温延伸率的影响的曲线。

图3A-C的曲线表示钛浓度对含10．4％(重量)Cu、4．1％(重量)Al及0．05％Mg的锌合金的比例极限的影响，其中：(a)是铸态的；(b)是经100℃，10天时效的；(c)是经200℃，10天时效的。

图4A是对比的显微照片，它展示了Ti浓度对含10．4％(重量)Cu，4．1％Al及0．05％Mg的锌合金的显微组织的影响，其中：(a)是不加Ti的铸态显微结构，它显示出大的主ε(Zn₄Cu)相(白色枝晶)，少量的，作为二元包晶反应产物的η相及三元共晶(η+α+ε)；而与之对比的(b)是加0．015％(重量)Ti的铸态显微结构，它显示了在合金中坚硬的主ε(Zn₄Cu)相的晶粒明显变细。

图4B是按本发明含0．015(重量)Ti的锌合金中的以Al₅Ti₁₀Zn₃为基的颗粒的能量扩散X-射线分析图，及图4A的含0．015％(重量)Ti的合金的显微结构的放大照片，它具有ε-相及，如该X-射线图所示，它被鉴定为Al₅Ti₁₀Zn₃。

图5是铸造符合本发明的Zn-Al-Cu-Ti合金的冷葙模铸机的剖面图。

图6是铸造符合本发明的Zn-Al-Cu-Ti合金的热室压铸机的剖面图。

适于实施本发明的锌合金含0．01-0．1％(重量)的Ti、约3-12％(重量)的Cu、约2-5％(重量)的Al、0-0．05％(重量)的Mg，其余量基本上为Zn加Fe及其它常规杂质。对于热室压铸法，约5-7％(重量)的Cu含量较好。含Cu小于4％的合金形不成大量的ε相，而Cu大于约8％则使熔点上升，从而不能在常规的热室压铸机中实施。相反，对于冷室压铸的合金而言，约9-11％(重量)的Cu较好。大于约12％(重量)的Cu形成另外的相影响了所需的ε-η-α共晶的显微结构。

实施本发明时的合金的较佳Al的范围为约2-5％(重量)。为提供足够的流动性以便在常规的压铸温度下进行处理，至少需要约2％的Al。含有大于约4％的Al的合金产生不需要的α相。

为改进尺寸精度及减少应力腐蚀裂纹，需要少量的Mg。较佳的含Mg范围为约0．025-0．05％(重量)。

下面陈述加工符合本发明的合金的例子和结果。为此例子所选的基体合金是含10．4％(重量)Cu、4．1％(重量)Al及0．05％(重量)Mg的工业纯的锌合金。在无芯感应炉中将此合金熔化，然后铸入适于抗拉用途的抗拉试样砂型中。向作为母合金的该金属液中加适量的Al，5％(重量)的Ti，1％(重量)的B，然后在650℃，即比液态温度高100℃，保温30分，然后铸入拉伸及压缩试样的模中。

用Instron Universal实验机(备有箱式炉)测试抗伸试样(标准长度50．8mm，直径12．9mm)和压缩试样(标准长度50mm，直径18mm)。对铸态试样在室温下进行拉伸试验。对铸态试样及在100℃或200℃的恒温油浴时效10天的试样进行试验。在室温，93℃(200°F)、150℃(300°F)和177℃(350°F)进行这些试验。用连在试样表面上的热电偶连续监测试样温度。以2．5mm／分的十字头速度压此试样。试验时自动记录负荷一延伸数据。比例极限，或发生可测得的塑性流动时的应力，及0．5％和1％的屈服应力值用这些数据确定。

按照向含10．4％(重量)的Cu、4．1％(重量)的Al及0．05％(重量)的Mg的锌合金加Ti的量观察到抗拉性能上升。不加Ti时的抗拉强度极限(UTS)为301MPa。由于加了0．01-0．1％的Ti，UTS的范围在342MPa-353Mpa之间，即增加了13-17％(图1)。屈服极限少有变化。最大的增加出现于加了0．01％的Ti时。与常规认识相反，韧性随VTS的增加而增大。塑性变形由不加Ti的0．22％增大到加0．01-0．1％Ti的约0．5(图2)。

比例极限是开始变形的度量，并且提供了材料强度的度量。压缩时的比例极限，作为Ti浓度的函数，描绘于图3中。在室温下，对于两种试样(铸态的和时效状态的)，Ti添加量最高为0．015％时，比例极限增加约20MPa。进一步增加则与上述趋势相反，并趋向于降低比例极限。这种下降在铸态材料中比在较高温度下时效的材料中更为明显。图3B展示了于100℃经10天时效的试样的趋势，图3C展示了于200℃经10天时效的试样的趋势。

在93℃、150℃、177℃的热压中，钛的影响与室温时的不同。由于加了0．015％(重量)的Ti，该锌合金的比例极限，根据试样的经历(时效温度及时间)下降20-25％MPa。提高两种类型试样的Ti浓度则将因加了0．015％(重量)Ti的降低强度的趋势逆转到与未加Ti时强度水平大致相同。

含10．4％(重量)的Cu、4．1％(重量)的Al及0．05％(重量)的Mg的锌合金的铸态显微结构由大的主ε(Zn₄Cu)相(白色树枝晶)，少量η相及三元共晶(η+α+ε)组成，η相是二元包晶反应的产物，这些相是在378℃的最终凝固阶段析出的。在加Ti的显微结构中看到明显的晶粒细化。如图4A中所示，由于加了Ti，在该合金中为坚硬相的ε相(白色)的初晶显得较细，而且是“非树枝晶”的。图4B展示了，ε相似乎象在金属间化合物上的中心处，它用能量散射X-射分析被鉴定为以Al₅Ti₁₀Zn₃o为基的颗粒，而且可能是由起看非均质结晶核心作用的Al₃Ti构成的。

相信上述结果在新时期被第一次报导。小尺寸晶粒的存在本身不可能是改进这些性能的唯一原因。资料表明包晶反应是改善和提高强度的另一原因。首先成核的ε相与液相反应，然后逐渐被固态的η相(灰色)包住。由于可用来发生包晶转变的ε相的表面区域较大的体积份额，所以在经过精炼的合金中看到了较大体积份额的η相。虽然有ε相细化晶粒的资料，但强化的实际机机理的详细认识尚不清楚。

对含10．4％(重量)Cu、4．1％(重量)Al及0．05％(重量)Mg的铸态合金的室温机械性能的影响似乎在0．015％(重量)的Ti时达到其最大程度，即UTS350MPa、压缩比例极限255MPa。经时效的含钛合金显出相似的行为。期望这种特性对被称为Acu Zinc^5和ACuZinc^10的，含ε相为主相的，并且是用金属永久性模或压铸法制造的所有锌合金都有类似的效果。这种信息与含Ti最多为0．1％(重量)的材料在以不同温度时效时比不加Ti的合金尺寸更稳定的知识相结合暗示了：含钛合金最好在室温下进行按规定尺寸的模铸。

图5中示意性地展示了用常规的冷室压铸机按本发明的压铸法制成本发明的锌基Cu-Al-Ti合金。该机10可包括一可移动的面板11和固定的台板13。半模12和14分别装在台板11和13上，并且用流经其中的通道(未示)的循环水冷却。在该图所示的封闭部位中。半模12和14共同限定了一个体积固定的模腔16，它适于按尺寸和形状生产具有所需外形的铸件。在铸造周期的适当时机，台板11相对于台板13移动，从而将半模12和14沿以线18标志平面分开，以便将铸件产品顶出。机器10还包括填充装置20，它一般包括圆柱形的填充套筒22，它与腔16是相通的。套筒22包括一个用于容纳，比如，从适宜的浇包28倾入的熔态金属料26的入口24。在套筒22中可滑动地容有一个液压驱动的填充柱塞30，它向模的部位推进，以便迫使金属从套筒22进入型腔16。

本发明的锌的压铸件还可用图6中示意性展示的热室压铸机50制造。铸机50包括分别装在固定面板53和移动台板55上的水冷半模52和54，台板53和55适于使半模在图6中所示的封闭位置和开放位置间移动，在封闭位置时，两半模共同构成了铸腔56，而在开放位置时，两半模沿线58所示的平面分开以便将成品铸件顶出。按常规的热室压铸法，压铸机包括一个由鹅颈式的套管62构成的填充装置60，套管62部份埋于盛放在熔炼桶63中的金属熔池64中。填充装置60还包括可滑动地装在鹅颈62中的液压推动柱塞68。当柱塞，68位于该图所示的回缩位置时，金属熔池64中的原料经入口66填充了鹅颈62。为了铸造向下驱动柱塞68以迫使金属液经套筒62进入模腔56中。

Claims

1、一种合金，它含约0．01-约0．1％(重量)Ti、约3-约12％(重量)Cu、约2-约5％(重量)Al、约81-约95％(重量)Zn。

2、权利要求1的合金，它包含主ε相，η相及η+α+ε三元共晶。

3、权利要求1的合金，它含4-7％(重量)Cu，而且其中所述合金用热室压模铸法铸造。

4、权利要求1的合金，它含7-11％(重量)Cu，而且其中所述合金用冷室压铸法铸造。

5、权利要求1的合金，它含约0．01-0．015％(重量)Ti。

6、权利要求1的合金，它还含次要组份。

7、一种合金，它含Al₅Ti₁₀Zn₃颗粒。

8、一种压铸件，它含约0．01-约0．1％(重量)Ti、约3-约12％(重量)Cu、约2-约5％(重量)Al、约81-约95％(重量)Zn。

9、权利要求8的铸件，它包含主ε相，η相及η+α+ε三元共晶。

10、一种Zn-Cu-Al为基的合金，它含有改进该合金抗拉强度的足量的Ti。

11、权利要求10的合金，它包含约3-12％(重量)Cu，约2-约5％(重量)Al及约81-95％(重量)Zn。

12、一种Zn-Cu-Al基合金，它含有使ε相的表面积比不加Ti的合金的该表面增大的足量的Ti。

13、权利要求12的合金，它包含约3-12％(重量)Cu，约2-约5％(重量)Al及约81-95％(重量)Zn。