TW201636436A - 用於製造複雜造形鑄件的方法及由ＡｌＣｕ合金構成的鑄件 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種用於實踐導向、操作可靠地製造一AlCu合金之鑄件的方法，該合金由以下各者構成(按重量百分比計)：Cu：6%至8%，Mn：0.3%至0.55%，Zr：0.15%至0.25%，Fe：高達0.25%，SI：高達0.125%，Ti：0.05%至0.2%，V：高達0.04%，剩餘部分為Al及不可避免的雜質。將已根據此合金調配物熔融之一熔融物歷時4至12小時之一時段保持在730℃至810℃下且接著至少一次澈底且劇烈混合。此後，將該熔融物部分鑄造成接著歷時1至16小時之一時段在475℃至545℃下溶解退火的該各別鑄件。將該鑄件自溶解退火溫度淬火至300℃之一最高溫度，在該鑄件於淬火期間穿過的500℃至300℃之溫度範圍中冷卻速率為0.75K/s至15K/s。接著歷時1至10小時在150℃至300℃下人工老化該鑄件。最後，將該鑄件冷卻至室溫。
Description
本發明是關於用於製造AlCu合金之複雜造形鑄件的方法。
當此處提供關於合金元件之含量的資訊時，除非另外明確指示，否則該資訊分別是關於相關合金之重量。
由此處涉及類型之AlCu合金構成的鑄件具有尤其高的強度，尤其在大於250℃之較高工作溫度下。然而，此情況伴隨有使組件之鑄件製造複雜化(其表徵為複雜塑形)的不佳鑄件特性。
此等鑄件之典型實例為預期用於內燃機之氣缸頭，其一方面在實際使用期間曝露於高溫且另一方面具有其中形成鏤空花紋形狀形式元件(諸如，冷卻通道及油道、凹陷、網片物、引導件及其類似者)的緊湊構造。
處理實質上不含Si之AlCu合金的基本問題在於
其在熱量下對裂解的高度易感性及相比習知AlSi合金之狀況較不佳的反饋行為。
WO 2008/072972 A1揭示用於製造AlCu合金之複雜造形鑄件的方法，該合金由以下各者構成(按重量百分比計)：2%至8%之Cu、0.2%至0.6%之Mn、0.07%至0.3%之Zr、高達0.25%之Fe、高達0.3%之Si、0.05%至0.2%之Ti、高達0.04%之V，及剩餘部分為Al及不可避免的雜質，其中雜質之總含量總計不大於0.1%。關於製造具有至多100μm之晶粒尺寸的精細結構，特別重要的是Zr之存在。
為改良鑄件結構之精細度，在實施分別組成熔融物之已知方法期間，可在鑄造之前以通常每噸熔融物2kg之劑量另外添加諸如TiC之晶粒細化劑。在鑄造及凝固之後獲得的鑄件經歷最初以530℃至545℃溶解退火的熱處理。使用水或以空氣流將鑄件以加速方式自溶解退火溫度向下冷卻，其中用水淬火尤其被視為在所要高強度方面有利，但倘若鑄件傾向於在相對快速冷卻程序期間歸因於其複雜塑形而形成裂痕則建議以空氣流冷卻。在淬火之後，將鑄件歷時3至14小時的持續時間保持在160℃至240℃之溫度下以增加結構硬度。
實際實施已知方法之嘗試已展示已知合金毫無疑問具有關於材料特性之優勢，此情況使其尤其受關注於用於內燃機之氣缸頭的鑄件製造。然而，使用已知方法，不可能滿足實際使用期間所強加的要求大規模製造具有所要求操作可靠性的此合金之鑄件。
因此，已發現取決於鑄造，分別獲得之鑄件的晶粒尺寸實際上極其不同。因此，可在極緩慢凝固的極大樣本片件上觀察到例如大約100μm之平均晶粒尺寸。然而，當較小片件與此樣本分離時，當其又經熔融且接著又被允許極快凝固時，不管快速凝固速率如何，發現出乎預料的500μm至900μm之晶粒尺寸。具有此粗糙結構的鑄件對於此處涉及之方法的預期使用完全不令人滿意。
鑒於現有技術，因此目標為提供允許以實踐導向及操作可靠方式製造已知類型之AlCu合金的鑄件的方法。
關於該方法，本發明已由於在AlCu合金之鑄件的製造期間進行如請求項1所陳述之工作步驟而達成此目標。
本發明之有利實施例指定於附屬請求項中且在下文中詳細地描述，正如一般本發明概念一般。
因此，根據本發明用於鑄造鏤空花紋造形鑄件之方法包含以下工作步驟：a)熔融由以下各者構成之一AlCu合金(按重量百分比計)Cu：6%至8%，Mn：0.3%至0.55%，Zr：0.15%至0.25%，Fe：高達0.25%，
Si：高達0.125%，Ti：0.05%至0.2%，V：高達0.04%，剩餘部分為Al及不可避免的雜質；b)歷時4至12小時之一保持時段使該熔融物保持在730℃至810℃之一保持溫度下；c)混合該熔融物；d)自該熔融物移除熔融物之一部分；e)將自該熔融物移除的熔融物之該部分鑄造成該鑄件；f)歷時1至16小時之一溶解退火時段以475℃至545℃之一溶解退火溫度溶解退火該鑄件；g)將該鑄件自該溶解退火溫度淬火至300℃之一最高淬火停止溫度，其中以0.75K/s至15K/s之一冷卻速率至少在500℃至300℃之一溫度範圍內淬火該鑄件；h)人工老化該鑄件，其中在人工老化期間歷時1至10小時之一時段將該鑄件保持在150℃至300℃之一人工老化溫度下；i)將該鑄件冷卻至室溫。
根據本發明之方法來源於自先前提到WO
2008/072972 A1已知之AlCu合金且其提供甚至滿足實際使用期間強加於其效能特性上的最高要求的鑄件。
銅以按重量計6%至8%之含量存在於根據本發明處理之合金中以達成待製造鑄件之所要求高溫強度。關於此，當根據本發明處理之合金的Cu含量按重量計為6.5%至7.5%時獲得最佳特性。
按重量計為0.3%至0.55%之含量的錳促進Cu擴散至根據本發明製造之組件結構的Al基質且因此甚至在較高操作溫度下使根據本發明之合金的強度穩定。當Mn含量按重量計總計為0.4%至0.55%時尤其可靠地達成此效果。
鋯對於根據本發明製造之鑄件的高溫強度尤其重要。因此，按重量計0.15%至0.25%含量之Zr促進製造分散沈澱物，其在自根據本發明之鑄件合金的鑄件鑄造的狀況下確保根據本發明之合金具有精細結構，因此確保機械特性在鑄件體積上的最佳均勻分佈及形成裂痕之最小化傾向。當根據本發明處理之合金的Zr含量按重量計總計為0.18%至0.25%，特定言之為按重量計0.2%至0.25%時，可尤其可靠地達成此等優勢。
鐵在根據本發明之合金中是不合需要的，此是由於其傾向於形成脆性相。因此，Fe含量限定為按重量計最大0.25%，較佳為按重量計0.12%。
根據本發明規定的Si含量限制至多為按重量計0.125%，此係因為在較高Si含量情況下形成熱裂痕之風險
增加。可藉由將Si含量限定為按重量計最大0.06%可靠地排除Si對根據本發明之合金的特性的不良影響。
按重量計0.05%至0.2%(特定言之按重量計0.08%至0.12%)之含量的Ti類似於Zr亦有助於晶粒細化。晶粒細化亦可藉由添加按重量計高達0.04%之V促進。當按重量計0.01%至0.03%之V存在於根據本發明處理之合金中時此情況尤其適用。
應最小化由熔融及製造製程所帶來的不可避免的雜質之總含量，如同現有技術一般且特定言之按重量計不應超出0.1%。
本發明是基於如下理解：為了可靠地製造AlCu合金之無缺陷複雜造形鑄件(諸如，用於汽油驅動或柴油驅動內燃機之氣缸頭)，有必要修改已已知的超出量測的製造製程參數。僅以此方式有可能以程序上可靠方式製造根據本發明組成且在其整個體積上具有小於100μm理想地小於80μm之晶粒尺寸的鑄件。
作為實施此製造的第一步驟，必須歷時充分長的時間段將熔融物保溫在合適溫度範圍內。
綜合實驗已展示出於此目的，要求使熔融物保溫的4至12之保持時段及730℃至810℃(特定言之750℃至810℃)之保持溫度，其中當保持時段持續6至10小時且保持溫度為770℃至790℃時可以尤其可靠方式達成所要結果。
迄今，尚不可能確鑿地說明根據本發明提供的
與將熔融物保持在上文所提到時間及溫度範圍內相關聯的作用機制(根據本發明之方法的工作步驟b))。然而，此處以根據本發明提供之數量存在的Zr、Ti及視情況V似乎具有決定性影響。此等元素連同作為合金之主要組份的鋁在高溫下形成由長保持時段活化且接著有效地作為晶粒細化劑起作用的預沈澱物。
亦已發現，對於在許多鑄造程序上保持恆定的良好鑄件產物，有必要在各別鑄造操作開始之前至少一次澈底混合熔融物。
隨後，實際鑄造操作藉由工作步驟d)開始。接著重複根據本發明之方法的工作步驟d)至i)直至已製造各別鑄造操作所指定的鑄件數目為止。
必要時，可在兩個部分移除之間重複混合步驟。在藉由移除熔融物之第一部分開始的實際鑄造操作開始之前，可在習知除氣處理過程中進行執行為(例如)密集攪拌的混合程序，正如通常用於此處涉及類型之製造製程中。
此外，可藉由在鑄造成鑄件之前(例如，至鑄模途中)視情況使熔融物之各別部分經受晶粒細化處理促進根據本發明製造之鑄件形成尤其精細結構。歸因於此類型之處理，當使用根據本發明之方法時，有可能製造可確保結構之平均晶粒尺寸小於60μm的鑄件。
合適為視情況根據本發明添加之晶粒細化劑的為在各狀況下可以每噸熔融物1至10kg之劑量添加的已已
知用於此目的的化合物(諸如，TiC或TiB)。此處實驗已展示當晶粒細化劑之劑量為每噸熔融物4至8kg時獲得最佳晶粒細化效果。
原則上，任何習知鑄造方法適於鑄造根據本發明之方法的鑄件(工作步驟e)。此情況包括習知重力壓鑄法的選項。
然而，根據本發明之方法的實際測試已展示自根據本發明處理之合金鑄造的零件敏感於當其冷卻時歸因於其合金中缺乏Si而產生的溫度梯度，即使在已由於鑄件製備過程中進行的量測達成鑄件之精細結構時也如此。此敏感性可由產生儘可能經有效引導之凝固的鑄造方法抵消。
若待製造具有最佳化特性之特定鏤空花紋造形組件，則應使用所謂的「動態鑄造方法」。此術語應理解為包括在填充有熔融物時移動鑄模一方面以確保熔融物之平穩低湍流流入及與此相關聯的鑄模之同樣平穩填充且另一方面在已填充鑄模之後達成最佳凝固過程之方法。
也稱為「傾斜鑄造方法」的動態鑄造方法之常見特性為經由對接至其上之熔融物容器填充鑄模，此是由於鑄模圍繞迴轉軸線與熔融物容器一起自熔融物容器填充有待鑄造之熔融物的開始位置旋轉至結束位置使得熔融物由於此迴轉移動流入鑄模。此類型之方法的實例描述於EP 1 155 763 A1、DE 10 2004 015 649 B3、DE 10 2008 015 856 A1、DE 10 2010 022 343 A1及迄今未公開的德國專利申請
案DE 10 2014 102 724.8中。
由於上文所描述的量測(工作步驟a)至e)以及必要時另外進行的晶粒細化處理)、接下來的鑄造及凝固製造鑄件，其結構滿足其上所強加的精細晶粒要求(平均晶粒尺寸<100μm)。
為進一步調整其效能特性，根據本發明鑄件接著經歷熱處理，其中其最初歷時1至16小時之溶解退火時段經歷475℃至545℃之溶解退火溫度的溶解退火處理。為獲得Al基質中之最高可能Cu濃度且因此利用合金之全部潛能，可將溶解溫度調整至515℃至530℃。
溶解退火處理之持續時間並不具有顯著影響。應以某種方式將其設定在根據本發明之範圍內，使得Al基質中存在之銅含量儘可能有效地溶解。在實踐中，通常有可能溶解至少60%之Cu存在含量，其中希望溶解存在之Cu含量的(例如)至少70%及以上之最高可能百分比。出於此目的，在用於內燃機之組件的鑄件製造期間，可在實踐中提供2至6小時之溶解退火時段。
在溶解退火之後，以加速方式將各別鑄件自溶解退火溫度冷卻至300℃之最高淬火停止溫度。此處，淬火速率具有至關重要性。
淬火速率由過慢之冷卻程序帶來過低之強度的事實向下限制。因此，已發現在習知空氣淬火中，由根據本發明處理之合金構成的鑄件之拉伸強度及屈服強度相比於由標準合金構成之鑄件較低。因此，在工作步驟g)中，
本發明在整個鑄造上提供平均至少0.75K/s之淬火速率。
相反地，若鑄件在溶解退火之後經過快冷卻，則存在產生裂痕之風險。若鑄件淬火於低於70℃之溫度且應用為射流、湧流或應用於浸漬槽中的水中，則可(例如)出現該等裂痕。藉由用加熱至至少70℃之水淬火鑄件可以充分可靠性避免裂痕形成。
替代性地，亦有可能藉由霧化噴霧進行淬火。在霧化噴霧淬火期間，冷卻如此平緩地發生使得若在室溫下輸送霧化噴霧，則並不形成裂痕。
不論淬火如何執行，根據本發明，為了避免裂痕形成，在根據本發明之方法的工作步驟g)中根據本發明進行的淬火程序中在整個鑄件上平均達成的淬火速率之上限被限定為15K/s。
在整個鑄件上達成的1.5K/s至7.5K/s之平均冷卻速率是理想的。舉例來說，藉由90℃之熱水的水淬火帶來大約7.5K/s之冷卻速率且當測試根據本發明之方法時其帶來最佳結果。
如所提到，淬火介質可應用為湧流或霧化噴霧。使用霧化噴霧冷卻使得藉由在外部或自內部影響鑄件來冷卻鑄件成為可能，此是由於淬火介質被導引通過存在於鑄件中的通道(例如，在汽缸頭的狀況下被導引通過水套)。舉例來說，DE 102 22 098 B4中描述此處可能之量測。在自外部冷卻的狀況下，冷卻速率大約為2K/s至2.5K/s，在內部淬火的狀況下，淬火速率為1.5K/s至3.75
K/s。
在工作步驟g)中，鑄件被淬火至小於或等於後續老化溫度之溫度。根據本發明，人工老化在150℃至300℃(特定言之200℃至260℃)之人工老化溫度下持續1至10小時。因此，基於習知程序進行人工老化，然而，不同於彼程序，本發明明確地並不包括過度老化。
人工老化之持續時間對處理結果並不具有顯著影響。然而，為達成鑄件之穩定狀態，已證明適於在至少2小時之時段上進行老化程序。在實踐導向實施例中，針對人工老化所提供之時段通常為2至4小時。
因此，根據本發明製造之鑄件特徵在於其由AlCu合金構成且其具有具有小於100μm(特定言之小於80μm)之平均晶粒尺寸的結構，該合金具有(按重量百分比計)6%至8%之Cu、0.3%至0.55%之Mn、0.15%至0.25%之Zr、高達0.25%之Fe、高達0.125%之Si、0.05%至0.2%之Ti、高達0.04%之V，及剩餘部分為Al及不可避免的雜質。
根據本發明製造及構成的在其通常用於汽車之內燃機中的應用時甚至在至少250℃之溫度下使用至少400h之後仍具有最小化之裂痕形成易感性的鑄件在250℃之測試溫度下具有至少160MPa之拉伸強度(通常至少200MPa)及至少100MPa之屈服強度(通常至少150MPa)。
在下文中，將基於實施例更詳細地描述本發明。
為測試根據本發明之方法，在習知熔融爐中熔
融測試熔融物S1、S2、S3，該等熔融物之組成提供於表1中。
將熔融物S1、S2、S3中之每一者歷時時段tH以保持溫度TH保持於熔融爐中。
接著，在實際鑄造操作開始之前，進行習知除氣處理，其中另外劇烈攪拌各別熔融物S1、S2、S3以達成混合。
在此後開始的各別鑄造操作中，自熔融物S1、S2、S3鑄造鑄件G1至G4(熔融物S1)、G5(熔融物S2)及鑄件G6、G7(熔融物S3)。鑄件G1至G5為用於柴油內燃機之氣缸頭，而待鑄造之鑄件G6、G7為用於汽油驅動內燃機之氣缸頭。
在各別鑄造操作中，使用習知澆桶自熔融爐移除各別熔融物S1、S2、S3之恰當計算部分以用於鑄造鑄件G1至G7。
將TiB以劑量DKF分別添加至澆桶中所含有的熔融物之部分。
使用稱為「旋鑄法(Rotacast)」之旋轉鑄造方法在習知旋轉鑄造機器中鑄造熔融物之各別部分，如(例如)EP 1 155 763 A1中所描述。
在凝固及脫模之後，歷時溶解退火時段tLG以溶解退火溫度TLG溶解退火所獲得鑄件。
在完成溶解退火之後，將鑄件自各別溶解退火溫度TLG以冷卻速率dAS淬火至淬火停止溫度TAS。
此後，鑄件G1至G7經受人工老化。在此過程中，鑄件歷時時段tWA保持在各別人工老化溫度TWA下。
對於以此方式獲得之鑄件G1至G7中之每一者，表2中陳述自其分別鑄造鑄件之熔融物以及保持時段tH、保持溫度TH、劑量DKF、溶解退火溫度TLG、溶解退火時段tLG、淬火停止溫度TAS、冷卻速率dAS、人工老化時段tWA及人工老化溫度TWA之參數。
結構在室溫下冷卻之後所判定的平均晶粒尺寸、拉伸強度Rm、屈服強度Rp0.2及膨脹A列舉於表3中。
發現相比於自相同熔融物S1鑄造的根據本發明之經熱處理鑄件G1、G2及G4，在溶解退火之後以過慢之冷卻速率dAS淬火的鑄件G3已達成明顯較低之拉伸強度Rm及同樣明顯較低之屈服強度Rp0.2。
因此，本發明提供用於實踐導向、操作可靠地製造AlCu合金之鑄件的方法，該合金由以下各者構成(按重量百分比計)：Cu：6%至8%，Mn：0.3%至0.55%，Zr：0.15%至0.25%，Fe：高達0.25%，Si：高達0.125%，Ti：0.05%至0.2%，V：高達0.04%，剩餘部分為Al及不可避免的雜質。將已根據此合金調配物熔融之熔融物歷時4至12小時之時段保持在730℃至810℃下且接著至少一次澈底且劇烈混合。此後，將熔融物部分鑄造成接著歷時1至16小時之時段在475℃至545℃下溶解退火的各別鑄件。將鑄件自溶解退火溫度淬火至300℃之最高溫度，在鑄件於淬火期間穿過的500℃至300℃之溫度範圍中冷卻速率為0.75
K/s至15K/s。接著歷時1至10小時在150℃至300℃下人工老化鑄件。最後，將鑄件冷卻至室溫。
Claims (14)
- 一種用於製造複雜造形鑄件之方法，其包含以下工作步驟：a)熔融由以下各者構成之一AlCu合金(按重量百分比計)Cu：6%至8%，Mn：0.3%至0.55%，Zr：0.15%至0.25%，Fe：高達0.25%，Si：高達0.125%，Ti：0.05%至0.2%，V：高達0.04%，剩餘部分為Al及不可避免的雜質；b)歷時4至12小時之一保持時段使該熔融物保持在730℃至810℃之一保持溫度下；c)混合該熔融物；d)自該熔融物移除熔融物之一部分；e)將自該熔融物移除的熔融物之該部分鑄造成該鑄件；f)歷時1至16小時之一溶解退火時段以475℃至545℃之一溶解退火溫度溶解退火該鑄件；g)將該鑄件自該溶解退火溫度淬火至300℃之一最高淬火停止溫度，其中以0.75K/s至15K/s之一冷卻速率 至少在500℃至300℃之一溫度範圍內淬火該鑄件；h)人工老化該鑄件，其中在人工老化期間歷時1至10小時之一時段將該鑄件保持在150℃至300℃之一人工老化溫度下；i)將該鑄件冷卻至室溫。
- 如請求項1之方法，自該熔融物移除的熔融物之該部分在鑄造成該鑄件之前經歷一晶粒細化處理。
- 如請求項2之方法，對於該晶粒細化處理，將TiC或TiB以每噸之熔融物1至10kg之一劑量添加為晶粒細化劑。
- 如請求項3之方法，該劑量為每噸之熔融物4至8kg。
- 如請求項1至4中任一項之方法，當將熔融物之該部分鑄造成該鑄件時使用一動態鑄造方法。
- 如請求項1至5中任一項之方法，該保持時段(工作步驟b)持續6至10小時。
- 如請求項1至6中任一項之方法，該保持溫度(工作步驟b)為770℃至790℃。
- 如請求項1至7中任一項之方法，在該熔融物之一除氣處理過程中進行該混合(工作步驟c)。
- 如請求項1至8中任一項之方法，該溶解退火溫度為515℃至530℃。
- 如請求項1至9中任一項之方法，該溶解退火時段持續2至6小時。
- 如請求項1至10中任一項之方法，為淬火該鑄件(工作步驟g)，使用被加熱至至少70℃之一溫度的一淬火介質。
- 如請求項1至11中任一項之方法，將該淬火介質作為一霧化噴霧引導至該鑄件上。
- 如請求項1至12中任一項之方法，該人工老化溫度為200℃至260℃。
- 如請求項1至13中任一項之方法，該人工老化時段之持續時間(工作步驟h)為2至4小時。
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