改进的铸造铝合金 技术领域 本发明通常涉及铝合金， 更特别地涉及在升高的温度具有改进的机械性质尤其是 防腐蚀性的可热处理的铝合金。
背景技术 在汽车和其他工业中的结构应用中最常用的铸造铝合金包括 Al-Si 族合金， 例如 200 和 300 系列铝合金。其主要由于其铸造性和机械加工性而使用。关于铸造性， 已经知道 低硅浓度制备固有较差的铸造性。类似地， 尽管已经开发 Al-Cu 合金用于高强度应用， 但由 于非常高的热撕裂趋势而使其受困于差的铸造性。
在 Al-Si 铸造合金 （例如合金 319、 356、 390、 360、 380） 中， 在添加包括但不限于 Cu 和 Mg 的各种合金化元素， 通过铸造之后热处理实现了增强。铸造铝的热处理至少包括描 述为时效硬化或沉淀增强的机理。热处理通常包括以下三个步骤中的至少一个或其组合 ： （1） 在低于该合金的熔点的较高温度进行固溶处理 （也定义为 T4） ， 处理时间通常超过 8 小
时或更高以溶解其合金化 （溶质） 元素并均化或改变微结构 ； （2） 在固溶处理之后快速冷却 或骤冷到冷或暖的液体介质 （例如水） 中以将该溶质元素保留在过饱和的固溶体中 ； 和 （3） 通过将该合金在适于通过沉淀实现硬化或增强的中间温度保持一段时间而进行人为老化 （T5） 。固溶处理 （T4） 用于三个主要目的 ： （1） 溶解随后将造成时效硬化的元素 ； （2） 球化 未溶解的组分 ； 和 （3） 均化该材料中的溶质浓度。在 T4 固溶处理后的骤冷将该溶质元素保 留在过饱和的固溶体 （SSS） 中， 还产生了空穴的过饱和， 这增强了沉淀物的扩散和分散。为 使该合金的强度最大化， 在骤冷过程中应当防止所有增强性相的沉淀。老化 （T5， 自然或人 工老化） 导致增强性沉淀物的受控分散。
添加增强性元素 （例如 Cu、 Mg 和 Mn） 能够对该材料的物理性质具有显著影响。已 经报道具有高铜含量 （约 3-4%） 的铝合金经历不可接受的腐蚀速率， 尤其是在含盐的环境 中。用于传动和发动机部件的典型高压模铸 （HPDC） 铝合金 （例如 A 380 或 383） 包含 2-4% 铜。能够预期这些合金的腐蚀问题将变得越来越显著， 特别是在需要较长的保证时间和较 高的车辆里程时。
图 1 显 示 了 已 经 腐 蚀 的 铝 传 动 盖 的 照 片。 图 2 是 显 示 由 于 存 在 Q 相 10 （Al5Cu2Mg8Si5） 而有凹坑的表面空穴。
尽管有商业合金 360 （标称重量组成为 ： 9.5% Si、 1.3% Fe、 0.3% Mn、 0.5% Cu、 0.5% Mg、 0.5% Ni、 0.5% Zn、 0.15% Sn， 其余为 Al） 设计用于防腐蚀应用， 但该合金随着使用时间 可能呈现热疲劳问题， 尤其是在高性能发动机应用中。美国专利号 6,733,726 中所述的合 金也可能发生类似的问题。
因此， 存在对改进的可铸造的铝合金及其制备方法的需求。 发明内容
本发明提供了在合金化优化以及铸造和热处理工艺控制方面的方法和技术， 以制备对于室温和升高的温度的结构应用而言具有改进的机械性质和防腐蚀性的可铸造且可 热处理的铝合金。
本发明的一个方面是铝合金。通常， 该合金可以包含约 0-2wt% 稀土元素、 约 0.5- 约 14wt% 硅、 约 0.25- 约 2.0wt% 铜、 约 0.1- 约 3.0wt% 镍、 约 0.1-1.0% 铁、 约 0.1- 约 2.0wt% 锌、 约 0.1- 约 1.0wt% 镁、 0- 约 1.0wt% 银、 约 0.01- 约 0.2wt% 锶、 0- 约 1.0wt% 钪、 0- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
本发明的另一方面包括制造铸造铝部件的方法。 在一种实施方案中， 该方法包括 ： 提供基本上由以下组成的铝合金 ： 0- 约 2.0wt% 至少一种稀土元素、 约 0.5- 约 14wt% 硅、 约 0.25- 约 2.0wt% 铜、 约 0.1- 约 3.0wt% 镍、 约 0.1- 约 1.0wt% 铁、 约 0.1- 约 2.0wt% 锌、 约 0.1- 约 1.0wt% 镁、 0- 约 1.0wt% 银、 约 0.01- 约 0.2wt% 锶、 0- 约 1.0wt% 钪、 0- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝 ； 将该铝合金加热到高于熔点 ； 将该经加热的铝合金在模具中铸造 ； 冷却该铝 合金以形成该部件 ； 和任选地热处理该部件。
本发明进一步体现在如下方面 ： 1. 铝合金， 基本上由以下组成 ： 0- 约 2.0wt% 至少一种稀土元素、 约 0.5- 约 14wt% 硅、 约 0.25- 约 2.0wt% 铜、 约 0.1- 约 3.0wt% 镍、 约 0.1- 约 1.0wt% 铁、 约 0.1- 约 2.0wt% 锌、 约 0.1- 约 1.0wt% 镁、 0- 约 1.0wt% 银、 约 0.01- 约 0.2wt% 锶、 0- 约 1.0wt% 钪、 0- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
2. 方面 1 的铝合金， 基本上由以下组成 ： 0- 约 1.0wt% 至少一种稀土元素、 约 6- 约 13wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.1- 约 1.5wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
3. 方面 1 的铝合金， 基本上由以下组成 ： 约 0.5- 约 1.0wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 1.0- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.5wt% 锌、 约 0.1- 约 0.3wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
4. 方面 1 的铝合金， 基本上由以下组成 ： 0- 约 1wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.2- 约 0.4wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
5. 方面 1 的铝合金， 基本上由以下组成 ： 0- 约 1wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 12wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
6. 方面 1 的铝合金， 其中该稀土元素是镧、 镱、 钆、 钕、 铒、 钬、 铥、 铈或其组合。
7. 方面 1 的铝合金， 其中铜的量和镍的量的总和小于约 4.0wt%。
8. 方面 1 的铝合金， 其中铜的量与镍的量之比大于约 1.5。
9. 方面 1 的铝合金， 其中铜的量和镍的量的总和小于约 4.0wt%， 且铜的量与镍的 量之比大于约 1.5。
10. 方面 1 的铝合金， 其中该铝合金的微结构包括至少一种不溶固化颗粒、 沉淀 颗粒或两者。 11. 方面 1 的铝合金， 其中当该合金包含约 7- 约 14wt% 硅时， 该合金包含约 0.01- 约 0.015wt% 锶、 约 0.15- 约 0.2wt% 钛和约 0.005- 约 0.1wt% 硼。
12. 方面 1 的铝合金， 其中铁的量和锰的量的总和为约 0.5-1.5wt%。
13. 方面 1 的铝合金， 其中锰的量与铁的量之比至少为约 0.5。
14. 方面 1 的铝合金， 其中有至少约 0.5wt% 的锌。
15. 方面 1 的铝合金， 其中该铝合金包含约 12- 约 14wt% 硅和约 0.45- 约 1.0wt% 镁。
16. 制造铸造铝部件的方法， 包括 ： 提供基本上由以下组成的铝合金 ： 0- 约 2.0wt% 至少一种稀土元素、 约 0.5- 约 14wt% 硅、 约 0.25- 约 2.0wt% 铜、 约 0.1- 约 3.0wt% 镍、 约 0.1- 约 1.0wt% 铁、 约 0.1- 约 2.0wt% 锌、 约 0.1- 约 1.0wt% 镁、 0- 约 1.0wt% 银、 约 0.01- 约 0.2wt% 锶、 0- 约 1.0wt% 钪、 0- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝 ； 将该铝合金加热到高于熔点 ； 将该经加热的铝合金浇铸到模具中 ； 将该铝合金冷却以形成该部件 ； 和 任选地热处理该部件。
17. 方面 16 的方法， 其中热处理该部件， 以及其中该铝合金基本上由以下组成 ： 0- 约 1.0wt% 至少一种稀土元素、 约 6- 约 13wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.1- 约 1.5wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝 ； 以及
其中该热处理是固溶处理， 然后快速冷却， 然后老化。
18. 方面 16 的方法， 其中不热处理该部件， 以及其中该铝合金基本上由以下组 成： 约 0.5- 约 1.0wt% 至 少 一 种 稀 土 元 素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 1.0- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.5wt% 锌、 约 0.1- 约 0.3wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
19. 方面 16 的方法， 其中热处理该部件， 以及其中该铝合金基本上由以下组成 ： 0- 约 1wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.2- 约 0.4wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝 ； 以及 其中该热处理是老化。
20. 方面 16 的方法， 其中热处理该部件， 以及其中该铝合金基本上由以下组成 ： 0- 约 1wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 12wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5%wt 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝 ； 以及 其中该热处理是固溶处理。 附图说明
图 1 是腐蚀的铝传动盖的照片。
图 2 是显示由于存在 Q 相 10（Al5Cu2Mg8Si5） 而有凹坑的表面空穴。
图 3 是经计算的铸造铝合金的相图， 显示了随 Cu 含量改变的相变。
图 4 是经计算的铸造铝合金的相图， 显示了随 Mg 含量改变的相变。
图 5 是经计算的铸造铝合金 （Al-Si-Mg-Cu） 的相图， 显示了 Mg 和 Si 含量对 Q 相 （Al5Cu2Mg8Si6） 曲线的零相分数 （ZPF） 的影响。
图 6 是经计算的铸造铝合金 （Al-Cu-0.3%Mg-9%Si） 的相图， 显示了随 Cu 含量改变 的相变和 Gd 和 Y 对 Q 相 （Al5Cu2Mg8Si6） 曲线的零相分数 （Zero phase fraction， ZPF） 的影 响。
图 7 显示了 D022、 D023 和 L12 三铝化物和铝 fcc 结构的晶体结构。
图 8 是显示铝中的合金化元素的扩散率随温度变化的图表。
图 9 是 pH 3.56 的脱气 0.5M NaCl 中的击穿电势和合金 Cu 含量之间的关系。
图 10 是显示图像分析法测得的空隙含量与合金中 Cu 含量的关系图表。 具体实施方式
提供了高强度和高防腐蚀性的铝合金。与商业合金 360 和 380 相比， 这些合金应当表现出更好的防腐蚀性和更高的机械性质。
该铸造铝合金改进的强度和防腐蚀性将其可接受性和用途延伸到具有环境挑战 的结构应用中， 例如发动机组、 汽缸盖、 变速箱和悬挂部件。其他优点将是汽车应用中铸造 铝部件的保修成本的显著降低。
该合金可以包含至少一种稀土元素， 例如镧、 镱、 钆、 钕、 铒、 钬、 铥和铈。该合金也 可以包含至少一种铸造性和强度增强性元素， 例如硅、 锰、 铁、 铜、 锌、 银、 镁、 镍、 锗、 锡、 钙和 钪、 钇和钴。该合金的微结构能够包括至少一个或多个具有至少一种稀土元素或一种合金 化元素的不溶的固化和 / 或沉淀的颗粒。
通常， 该合金基本上由以下组成 ： 约 0- 约 2.0wt% 至少一种稀土元素、 约 0.5- 约 14wt% 硅、 约 0.25- 约 2.0wt% 铜、 约 0.1- 约 3.0wt% 镍、 约 0.1-1.0% 铁、 约 0.1- 约 2.0wt% 锌、 约 0.1- 约 1.0wt% 镁、 0- 约 1.0wt% 银、 约 0.01- 约 0.2wt% 锶、 0- 约 1.0wt% 钪、 0- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
在其中该合金将经历完整的固溶和老化处理 （例如 T6/T7=T4+T5）的实施方案 中， 该铝合金基本上由以下组成 ： 0- 约 1.0wt% 至少一种稀土元素、 约 6- 约 13wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.1- 约 1.5wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5wt% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
在其中该合金将以铸造原样的状态使用的另一实施方案中， 该铝合金基本上由以 下组成 ： 约 0.5- 约 1.0wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 1.0- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.5wt% 锌、 约 0.1- 约 0.3wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
在其中该合金经历 T5 条件的另一实施方案中， 该铝合金基本上由以下组成 ： 0- 约 1wt% 至少一种稀土元素、 约 8- 约 10wt% 硅、 约 0.25- 约 0.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5wt% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.2- 约 0.4wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。
在其中使用 T4 条件对该合金处理的另一实施方案中， 该铝合金基本上由以下组 成： 0- 约 1wt% 至 少 一 种 稀 土 元 素、 约 8- 约 12wt% 硅、 约 0.25- 约 1.5wt% 铜、 约 0.5- 约 2.5wt% 镍、 约 0.1- 约 0.5% 铁、 约 0.5- 约 1.0wt% 锌、 约 0.3- 约 0.6wt% 镁、 0- 约 0.5wt% 银、 约 0.01- 约 0.1wt% 锶、 0- 约 0.5wt% 钪、 约 0.5- 约 1.0wt% 锰、 0- 约 0.5wt% 钙、 0- 约 0.5wt% 锗、 0- 约 0.5wt% 锡、 0- 约 0.5wt% 钴、 0- 约 0.2wt% 钛、 0- 约 0.1wt% 硼、 0- 约 0.2wt% 锆、 0-0.5% 钇、 0- 约 0.3wt% 镉、 0- 约 0.3wt% 铬、 0- 约 0.5wt% 铟， 其余为铝。在一种实施方案中， 铜的量加上镍的量的总和通常小于约 4.0%， 镍的量与铜的量 之比通常大于约 1.5。
受控的固化和热处理改进了微结构均匀性和细化并为特定的铸造条件提供了优 化的结构和性质。可以使用优选含量不小于约 0.015wt% 的 Sr 对该合金进行改性， 并用浓 度分别不小于约 0.15wt% 和约 0.005wt% 的 Ti 和 B 对该合金进行晶粒细化。
对于常规的高压模铸， 所提出的合金的固溶处理温度典型为约 400℃ - 约 500℃， 优选温度范围为约 450℃ - 约 480℃。铸件的快速冷却能够通过将该铸件骤冷到温水、 强迫 通风或气体中而实现。 老化温度通常为约 160- 约 250℃， 优选温度范围为约 180- 约 220℃。
当使用合金用于完全 T6/T7 或 T4 热处理时， 该固溶处理温度应当既不低于约 400℃也不高于约 500℃。优选的固溶处理温度应当控制为约 450℃ - 约 480℃。
当在铸造原样或 T5 条件使用合金时， 如果该铸件在其固化之后于高于约 400℃时 骤冷， 则能够使用高的铜含量 （高达约 0.5%） 和镁含量 （高达 0.4%） 。否则铜和镁含量的上限 应当分别为约 0.2wt% 和 0.3wt%。
当使用高 Si 含量 （接近共晶组成 12-14%Si）时， 应当使用高的 Mg 含量 （大于约 0.45%） 和 B 含量 （约 0.05- 约 0.1wt%） 以细化该共晶 （Al+Si） 晶粒。
以上组成范围可以根据性能需要而调节。
改进的增强 铸造铝合金通常在机加工之前经过至少包括老化的热处理。 人工老化 （T5） 通过将该铝 铸件加热到中间温度并然后将该铸件保持一段时间以通过沉淀实现硬化或增强而产生沉 淀硬化。考虑到沉淀硬化是动力学过程， 因此在铸造原样的铝固溶体中保留的溶质元素的 含量 （过饱和） 在该铝铸件的老化响应中具有重要的作用。因此， 在该铸造之后的铝软基质 溶体中硬化溶质的实际含量对于随后的老化是重要的。例如在 HPDC 工艺中所见的高冷却 速率与例如在砂铸工艺中所见的较低的冷却速率相比导致在该铝溶体中较高的元素浓度。
Mg、 Cu 和 Si 是铝合金中有效的硬化溶质。Mg 与 Si 结合生成 Mg/Si 沉淀物， 例如 β’ ’ 、 β’ 和平衡 Mg2Si 相。实际的沉淀物类型、 含量和尺寸取决于老化条件。老化不足倾 向于生成可剪切的 β’ ’ 沉淀物， 而在高的过老化条件下生成不可剪切的 β’ 和平衡 Mg2Si 相。在铝合金中， Si 能够单独生成 Si 沉淀物， 但增强是非常有限的， 而且不如 Mg/Si 沉淀 物那么有效。Cu 能够和 Al 结合在 Al-Si-Mg-Cu 合金中生成很多亚稳沉淀物相， 例如 θ’ 、 θ。与 Mg/Si 沉淀物类似， 实际沉淀物的类型、 尺寸和含量取决于老化条件和合金组成。在 铸造铝合金中的那些沉淀物中， Al/Cu 沉淀物和硅沉淀物与 Mg/Si 沉淀物相比能够承受高 温。
对于常规 HPDC 合金， 最大 Mg 含量典型地小于约 0.1%。在实践中， 合金中的实际 Mg 含量能够更低得多。因此， 甚至在 T5 老化工艺中也将会预期没有由于 Mg/Si 沉淀物的 增强 / 硬化。唯一可能的增强 / 硬化将会预期来自 Al/Cu 沉淀物。然而， 在目前的制备中， 来自 Al/Cu 沉淀物的增强也受到限制， 因为铸造原样的铝基体中的实际 Cu 含量非常低 （由 热力学计算接近零 （参见图 3） ） ， 特别是在固化之后缓慢冷却该组件时。尽管在该常规 HPDC 合金的液态熔体中包含高 Cu 含量 （例如约 3%） ， 在固化过程中大部分的 Cu 与 Fe 和其他元 素结合形成金属间相， 例如 Q 相 （Al5Cu2Mg8Si6） ， 如果该组件 / 部件不经过高温固溶处理， 所 述相就没有老化响应。还发现 Q 相颗粒是造成腐蚀尤其是应力腐蚀断裂的原因。因此， 对于仅经过 T5 老化过程的铸件， 应当保持低的 Cu 含量， 例如低于约 0.5%， 以使所有添加的 Cu 在固化之后都保持在 Al 固溶体中。然而， 当该合金经过完全热处理 （例如 T6 或 T7） 时， 能 够将 Cu 含量提高到高达约 2wt%。对于防腐蚀应用， 优选控制该铜含量低于约 1.5wt%， 甚至 低于约 1.0wt%。
如图 3 中所示， 当该铸件在高于约 450℃的温度保持足够的时间时， 该 Q 相能够完 全溶解。从热力学计算中还看到在四元合金 （Al-Cu-0.3 wt% Mg-9 wt% Si， 图 3 中的菱形 点） 中添加 0.4 wt% Fe、 0.1 wt% Gd、 0.1 wt% Ge、 0.5 wt% Mn、 0.5 wt% Ni、 0.1 wt% Sc、 0.25 wt% Sn、 0.05 wt% Sr、 0.15 wt% Ti、 0.25 wt% Y、 0.75 wt% Zn 和 0.1 wt% Zr 使 Q 相 （Al5Cu2Mg8Si6） 的零相分数 （Zero Phase Fraction， ZPF） 曲线降低到较低的温度， 这是适宜 的。
为了进一步改进铸造铝合金的老化相应， 该合金中的镁含量应当保持不低于约 0.2wt%， 优选含量高于约 0.3wt%。 对于仅经过 T5 老化过程的铸件， 最大 Mg 含量应当保持低 于约 0.4%， 优选含量为约 0.35%， 使得添加的大部分 Mg 在快速固化如高压模铸之后 （图 4） 保持在 Al 固溶体中。
还 有 兴 趣 地 注 意 到 图 4 中 在 Mg 含 量 保 持 低 于 约 0.18wt% 时， 在四元合金 （Al-Mg-1wt%Cu-9wt%Si） 中添加 0.4 wt% Fe、 0.1 wt% Gd、 0.1 wt% Ge、 0.5 wt% Mn、 0.5 wt% Ni、 0.1 wt% Sc、 0.25 wt% Sn、 0.05 wt% Sr、 0.15 wt% Ti、 0.25 wt% Y、 0.75 wt% Zn 和 0.1 wt% Zr 没有生成 Q 相 （Al5Cu2Mg8Si6） 。这表明无论该铸件的冷却如何缓慢， 在该铸件中都不 存在 Q 相。
依照热力学计算， 如图 5 中所示， 对于 Al-Si-Mg-Cu 系统， 看到 Mg 含量的降低将 Q 相的生成抑制到较低的温度。将 Si 从 0.5% 提高到 9% 对相图中的零相分数 （ZPF） 曲线没 有显著影响。
能够在该合金中添加稀土元素以通过在共晶固化过程中生成分散的不溶颗粒提 高高温性质。在一种实例中， 该铝合金包含约 0.5wt% 至少一种稀土元素， 例如镧、 镱、 钆、 铒和铈， 用于在铸造原样 （不加任何热处理） 条件使用的铸件。基于热力学计算， 图 6， 在铸 造铝合金中添加痕量元素将不会增加对 Q 相生成的任何有害影响。如图 6 中所示， 添加 Y （0.5wt%） 和稀土元素 Gd（0.5wt%） 未改变 Q 相的 ZPF 曲线。
高温性能改进 开发的铸造铝合金具有好的在升高的温度的性质， 因为该合金包含大体积分数的分散 相， 其在预期使用温度是热力学稳定的。在铸造铝合金中添加 Fe、 Ni 和 Mn， 在固化过程中 生成了显著量的热稳定共晶分散相， 例如 Al3Ni、 Al5FeSi、 A15FeMn3Si2 和其他金属间相。添 加 Sc、 Zr、 Y 和稀土元素 （例如 Yb、 Er、 Ho、 Tm 和 Lu） 还生成了三铝化物。特别的， Sc、 Er 和 Yb 的三铝化物结晶成高温稳定的 L12 结构。
三铝化物 （例如 Al3Ti、 Al3Zr、 Al3Lu、 Al3Y 等） 的其他四方晶体结构 （D022 或 D023） 也 与 L12 结构密切相关 （图 7） ， 且能够通过与第四周期过渡元素 （例如 Cr、 Mn、 Fe、 Co、 Ni、 Cu 和 Zn） 合金化而进一步转变为高度对称的立方 L12 晶体。此外， 金属间 Al3Zr 沉淀物作为共格 亚稳 （coherent metastable） L12 生成。用 Ti 部分取代 Zr 降低了 L12 沉淀物与 Al 基质的 晶格失配， 由此降低了成核阻力， 提高了 L12 相的稳定性， 并非常显著地延迟了转变为四方 相。最后， Zr 在 Al 中是比 Sc 更缓慢得多的扩散物 （图 8） ， 其能够提供增强的粗化阻力， 因为随着溶质通过基质从收缩颗粒转移到生长颗粒， Ostwald 熟化动力学受到体积扩散的调 节。
防腐蚀性改进 在含 Cu 的铝合金中， 降低 Cu 含量改进了材料的防腐蚀性。Meng 和 Frankel 研究了 Cu 含量对 7xxx 系列铝合金的腐蚀行为的影响。Qingjiang Meng 和 G. S. Frankel,“Effect of Cu Content on Corrosion Behavior of 7xxx Series Aluminum Alloys” , Journal of the Electrochemical Society, 151-155 B271-B283, 2004。发现对于除无 Cu 的 AA7004 以外的所有经研究的合金都观察到两个击穿电势， 这表示添加 Cu 降低了防腐蚀性。击穿电 势的数据列在表 1 中。图 9 显示了在半对数坐标上击穿电势与合金中 Cu 含量之间的关系。 对于含 Cu 的合金， 随着 Cu 含量的提高， 两个击穿电势都对数地提高。含 Cu 合金的两个击 穿电势之差接近恒定， 52-70 mV， 如表 1 和图 9 中所示。对于无 Cu 的 AA 7004， 仅观察到第 二击穿电势 （E2） ， 其与稳定溶解有关。
表 1. AA7xxx-T6 在脱气的 0.5 M NaCl 在 pH 3.56 的击穿电势因此， 特别对于以铸造原样或 T5 条件使用的铸件， 优选将该铸造铝合金中的 Cu 含量控 制低于约 0.5wt% 以得到更好的防腐蚀性。为了产生高防腐蚀性和高强度的良好组合， 能够 将 Cu 含量提高到高达约 1%-1.5wt%， 具体取决于该铸造原样和热处理条件。
在含铜的铸造铝合金中， Q 相的存在是造成腐蚀特别是应力腐蚀断裂的原因。在 固化和热处理 （T4、 T6 和 T7） 之后在铝铸件中 Q 相的体积分数取决于该合金的组成， 尤其是 Cu 和 Mg 含量， 如图 3-6 中所示。因此， 对于仅经过 T5 老化过程的铸件， 应当保持低的 Cu 含 量， 例如低于约 0.5%， 以使得所有添加的 Cu 在固化之后都保留在 Al 固溶体中。然而， 当该 合金经过完全热处理 （例如 T6 或 T7） 时， 该 Cu 含量能够提高到高达约 2wt%。对于防腐蚀应 用， 优选控制该铜含量低于约 1.5wt%， 甚至低于约 1.0%。
铸造性改进 Cu 的添加 铜的添加显著降低了合金的熔点和共晶温度。因此， 铜提高了该合金的固化范围并有 利于孔隙率形成条件。
固化和在固化过程中在 Al-Si-Cu-Mg 铸件合金中富 Cu 相的生成的顺序能够如下 所述 ： - 在低于约 610℃的温度生成一次 α- 氧化铝树状网络， 导致剩余液体中硅和铜的浓 度的单调提高。
- 在约 560℃， 即铝 - 硅共晶温度， 生成硅和 α-Al 的共晶混合物， 导致剩余液体中铜含量的进一步提高。
- 在约 540℃， 生成 Mg2Si 和 Al8Mg3FeSi6。然而， 当 Cu 含量高于约 1.5% 时， 对于包 含约 0.5wt%Mg 的合金将不生成 Mg2Si 相。
- 在约 525℃， 生成树枝晶间的 （有时称作 “大块状的” 或 “块状的” ） CuAl2 相以及 β-Al5FeSi 片晶。
- 在约 507℃， 生成了 CuAl2 与散布的 α-Al 的共晶。在 Mg 存在的情况下， 在该 温度还生成通常具有超细共晶结构的 Q 相 （Al5Mg8Cu2Si6） 。通过 Sr 的存在提高了生成块状 CuAl2 相的趋势。
无 Cu 的合金 （例如 A356） 在约 60℃的较窄温度范围内固化， 且包含近乎 50% 的共 晶液体。因此， 将最后的共晶液体供给固化相对容易， 孔隙度通常非常低。在包含 Cu 的合 金 （例如 319 和 A380） 的情况中， Cu 将固化范围延伸到约 105℃， 二元共晶的分数显著低于 无 Cu 合金的， 因此使得更加非常可能生成收缩孔隙。
Caceres 等在理解 Cu 含量对 Sr 改性的 Al-Si-Cu-Mg 合金中微孔隙率的影响中做 了很好的工作。 C. H. Caceres, M.B. Djurdjevic, T.J. Stockwell 和 J.H. Sokolowski, “The Effect of Cu Content on the Level of Microporosity in Al-Si-Cu-Mg Casting Alloys” , Scripta Materialia, Vol. 40, No. 5, pp. 631–637, 1999。图 10 显示了对 于不同 Cu 含量用图像分析法测得的孔隙率含量。能够看到当 Cu 含量提高到超过约 0.2% 时孔隙率含量发生急剧升高。在金相分析中观察到在约 0.36%Cu 时孔隙率急剧升高。图 10 还显示了在 Cu 含量为约 1% 时的孔隙含量与在约 3 和 4%Cu 的合金中在相当的 DAS 测得的 类似， 这表明在高于约 1% 的 Cu 含量时孔隙率趋于饱和。因此， 为了降低铸件中的孔隙率， 合金中的 Cu 含量应当控制低于约 1%， 优选低于约 0.5wt%。
硅的添加 硅为铸造铝合金提供了几个优点， 其大多数与是否改性无关。硅的第一个也可能是最 重要的优点是其降低了与熔体凝固有关的收缩量。 这是因为具有非密堆的晶体结构的固体 硅比其从中沉淀的 Al-Si 液态溶体致密性差。通常认可的是收缩率几乎与硅含量成正比降 低， 在 25%Si 时达到零。共晶的收缩率对于亚共晶合金的铸造性是重要的， 因为固溶体中的 硅实际上提高了一次 α-Al 枝晶体的密度并因此略微提高了收缩率。该 α-Al 的收缩率约 为 7%， 但这是在容易供料的同时发生的 ； 随后阶段中当供料更困难时共晶固化， 其报道具 有约 4% 的收缩率。就收缩率缺陷而言， 共晶合金比亚共晶合金更容易铸造。
与硅有关的第二个优点涉及其高的熔化潜热。通常认可的是 Si 造成铸造铝合金 中熔化潜热的提高。添加 Si 造成潜热的增高意味着延长了到达凝固的时间， 而且这改进了 由例如螺旋流动性测试所测得的流动性。已经观察到在约 14-16%Si 的范围内流动性达到 最大值。
平面状固化前沿促进了供料。 因此， 对于纯金属或共晶， 供料应当比对于具有宽凝 固范围和相关糊状区域的合金更容易。从螺旋流动性试验中发现 Al-Si 基合金的流动性最 高， 接近共晶组成。这是由两种相关效应造成的。首先， 硅含量似乎影响枝晶体的形态， 高 的硅含量有利于玫瑰花状体， 而较低的含量有利于常规枝晶体。 通常， 玫瑰花状体形状的枝 晶体通过延迟枝晶体的相干性并降低截留在枝晶体的臂之间的液体分数而使得供料更容 易。在高冷却速率过程 （例如永久模铸和高压模铸） 中填模更困难， 因为降低了到达凝固的时间。然而， 随着该组成接近共晶， 流动性提高。因此， 对于砂铸和熔模铸造 （低冷却速率） ， 推荐将硅含量控制在 5-9% 范围内， 而对于永久金属模铸控制在 7-10%， 对于高压模铸 （冷却 速率最高） 控制在 8-14%。
Fe 和 Mn 含量 铁是 Al 合金中的主要杂质， 与 Al、 Si、 Mg 和次要杂质一起形成脆性的复杂金属间化合 物。这些金属间化合物严重损害该合金的拉伸延展性。而且， 因为其通常是在该共晶的固 化过程中形成的， 因此其通过干扰枝晶间供料而影响铸造性并由此促进孔隙率。最常见的 富 Fe 化合物是 Al5FeSi （β 相） ， 常见于 Al-Al5FeSi-Si 共晶中作为与硅薄片或纤维互相散 布的薄片。如果存在锰， 铁形成 Al15(Fe,Mn)3Si2（α 相） ， 通常是汉字的形状。如果有足够 的镁， 生成化合物 Al8FeMg3Si6（π 相） ， 如果其是在共晶反应过程中生成的则其具有汉字的 外观， 但如果其作为从液体中得到的一次沉淀物生成则其是球状的。快速凝固细化了该铁 金属间化合物， 因此铁的作用程度取决于铸件中的固化速率。
这 些 富 Fe 金 属 间 化 合 物 通 常 对 防 腐 蚀 性 尤 其 是 应 力 腐 蚀 断 裂 是 有 害 的， 因为其构成了阴极 （电 势 的 正 性 （noble）部 分） 。 与 其 他 富 Fe 金 属 间 化 合 物 （比 如 α-Al15(Fe,Mn)3Si2 和 π-Al8FeMg3Si6） 相比， β-Al5FeSi 对防腐蚀性更有害， 因为其具有高 的正性 （noble） 电势。合金中约 1.5wt% 的提高的 Cu 含量提高了正性 （noble） Al2Cu 相的 含量， 促进 Cu 溶解到 α-Al15(Fe,Mn)3Si2 中。这使得该 α-Al15(Fe,Mn)3Si2 金属间化合物 的电势甚至更正性 （noble） ， 造成防腐蚀性的降低。
能够通过控制 Mn/Fe 比和 Mn+Fe 的总含量实现 β-Al5FeSi 的减少和除去。 建议将 Mn/Fe 比控制高于约 0.5， 优选高于约 1 或更高。用于模铸的铝合金中 Mn/Fe 比的上限定义 为约 3.0 或更低。Mn+Fe 的总含量应当控制在约 0.5- 约 1.5% 范围内， 用于使模具焊接最小 化并使富 Fe 金属间化合物对该材料的延展性的有害影响最小化。优选的 Mn+Fe 的总含量 应当控制在约 0.8- 约 1.2% 范围内。
对于金属模铸 （包括高压模铸） ， 可以使用高 Fe 含量 （大于约 0.5wt%） 以防止热撕 裂和模具焊接问题。 使用 Sr （高于约 500ppm） 时， 对于金属模铸 （包括高压模铸） ， 能够使用中 等的 Fe 含量 （0.4-0.5wt%） 。 对于其他铸造工艺， 可以使用较低的 Fe 含量 （低于约 0.5wt%） 。 在 Fe 存在下， Mn 含量可以保持在如下水平 ： 所述水平以产生大于约 0.5， 优选大于约 1 的 Mn/Fe 比。
共晶改性剂和晶粒细化剂 当在合金中存在高 Si 含量 （约 7%- 约 14%， 特别为约 10%- 约 14%） 时， 应当在该合金中 添加锶 （Sr） ， 优选含量不低于约 0.015wt%。该改性的 Si 形态能够改进该材料的延展性和 断裂韧性。在高压模铸中， 甚至在低 Fe 含量 （约 0.4%） 时， 高 Sr 含量 （高于约 500ppm） 也能 消除模具焊接问题。还推荐细化一次铝枝晶体晶粒和共晶 （Al-Si） 晶粒以提高铸造性和防 腐蚀性。为此， 该合金中的 Ti 和 B 含量应当保持分别不低于约 0.15wt% 和约 0.005wt%。在 近似共晶 （12-14%Si） 合金中， 应当使用高硼 （B） 含量 （约 0.05-0.1wt%） 。
其他元素 为了促进老化过程， 该合金可以包含浓度高于约 0.5wt% 的 Zn。为了特定的性质和性 能需要， 该铸造铝合金也可以在该铝合金中包含一种或多种元素， 例如 Zr（0- 约 0.2wt%） 、 Sc（0- 约 1wt%） 、 Ag（0- 约 0.5wt%） 、 Ca（0- 约 0.5wt%） 、 Co（0- 约 0.5wt%） 、 Cd（0- 约0.3wt%） 、 Cr（0- 约 0.3wt%） 、 In（0- 约 0.5wt%） 。
注意类似 “优选” 、 “通常” 和 “典型地” 的术语在本文中不用于限制要求保护的发 明的范围或暗示某些特征对于要求保护的发明的结构或功能是至关重要的、 必不可少的或 甚至重要的。 而是这些术语仅意于强调在本发明的特别实施方案中可以使用或可以不使用 的可替代的或另外的特征。
为了描述和限定本发明的目的， 注意本文中使用术语 “装置” 表示部件的组合或单 一部件， 无论该部件是否与其他部件结合。例如， 依照本发明的 “装置” 可以包括电化学转 化组件或燃料电池、 包括依照本发明的电化学转化组件的车辆等等。
为了描述和限定本发明的目的， 注意本文中使用术语 “基本上” 表示可能归因于任 意定量比较、 数值、 测量值或其他表示的固有不确定性程度。该术语 “基本上” 在本文中还 用于表示定量表示可以偏离所述参考值而不会导致所述主题的基本功能发生改变的程度。
参考其特别实施方案详细描述了本发明， 但在不脱离后附权利要求限定的本发明 的范围的情况下可以进行改进和变化， 这将是显而易见的。 更特别地， 尽管本发明的一些方 面在本文中认定为优选的或特别有利的， 但认为本发明并不必须限制于本发明的这些优选 方面。