提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法 【技术领域】
本发明的实施方案大体上涉及铝合金高压压铸件(aluminum alloyhigh pressure die casting)，特别涉及提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法和在高压压铸和热处理工艺中制造铝合金高压压铸件的方法。
背景技术
高压压铸(HPDC)工艺由于该工艺的低成本以及它们为由其制成的铸件提供的精密尺寸公差(近净形)和光滑表面光洁度而广泛用于金属部件的大规模生产。例如，汽车工业的制造商使用HPDC制造用于发动机，特别是传动用途的近净形铝合金铸件。
但是，传统HPDC工艺的一个缺点在于，对大多数高压压铸铝合金而言，HPDC铸件通常不耐受在高温，如大约500℃的固溶处理(T4)。这显著降低通过完全T6和/或T7(＝T4+T5，见下列详述)热处理使铸件沉淀硬化的潜力。由于该部件中的大量孔隙和空隙，该铸件通常不耐受固溶处理(T4)。这些孔隙和空隙通常可归因于合金在凝固过程中从低密度液体金属收缩成高密度固体铸件，特别归因于在用熔融金属填充模具的同时夹带的模壁润滑剂的分解形成的气体，如空气、氢气或蒸气。因此，几乎所有HPDC铸件中都有大气泡形成。此外，HPDC铸件内的含有气体或气体形成性化合物的内部孔隙典型地在传统固溶处理过程中在升高的温度下膨胀，由此在铸件上形成表面气泡。这些气泡的存在不仅影响铸件的外观，还影响铸件的尺寸稳定性和特别是机械性能。
因此，为避免起泡潜力，传统铝合金HPDC铸件通常以铸态(as-cast)使用，和/或在较低程度上，以时效态使用，如T5。但是，即使对HPDC铸件施以传统T5时效，屈服强度和其它机械性能的提高仍非常有限，这是因为在传统的铸态铝合金高压压铸件中，由于凝固后的缓慢冷却，在人工时效(T5)中可供强化的溶质浓度极低。另外，针对时效前的材料中的给定溶质浓度，在中等温度的传统单步等温时效(T5)在许多情况下不能使机械性能最大化。因此，与其它铸造法相比，对于给定组成的铝合金，传统HPDC铸件的机械性能通常低，这是因为通过其它铸造法制成的铝合金铸件通常可以在完全T6或T7条件中热处理。
经过发展的技术，比如在装模过程中使用真空除去模腔中的空气，改进HPDC铸件的品质和它们的固溶处理能力。但是，由于设施和维护的高成本以及操作复杂性，这些技术的应用仍然有限。此外，也公开了可以通过使用短得多的固溶处理时间和较低温度而在一定程度上避免起泡。例如，使用强化铝合金360(Al-9.5Si-0.5Mg)和380(Al-8.5Si-3.5Cu)的实验已经表明，在这种改良的固溶处理后仍可能有对时效的显著响应([1]R.N.Lumley，R.G.O’Donnell，D.R.Gunasegaram，M.Givord，国际专利申请PCT/2005/001909；[2]R.N.Lumley，R.G.O’Donnell，D.R.Gunasegaram，M.Givord：Mat.Sci.Forum，2006，第519-522卷，第351-359页；[3]R.N.Lumley，R.G.O’Donnell，D.R.Gunasegaram，M.Givord：Proc 13th Die Casting Conference of the Australian Die CastingAssociation，Melbourne，Australia，2006，P25；和[4]R.N.Lumley，R.G.O’Donnell，D.R.Gunasegaram，M.Givord，Metall Trans.2008印刷中)。但是，这些实验看起来价值有限，这不仅由于所公开的数据仅基于具有极低孔隙率的试样，还由于固溶(T4)热处理工艺参数范围对高度复杂的HPDC铸件而言太窄。
铝合金铸件的传统T6和/或T7热处理法通常包括下列三个阶段：(1)在低于铸件熔点的相对高温下固溶处理(也定义为T4)，通常超过5小时的时间以溶解其合金化(溶质)元素和均化或改变微结构；(2)快速冷却或淬火到例如冷水或热水中以使溶质元素留在过饱和固溶体中；和(3)通过使铸件在中等温度保持适合通过沉淀实现强化的时间来人工时效(T5)。固溶处理(T4)通常起到三个主要作用：(1)导致时效硬化的元素溶解，(2)未溶解的粒子和/或相的球体化，和(3)材料中的溶质浓度的均化。T4固溶处理后的淬火使硬化性溶质留在过饱和固溶体(SSS)中并形成空穴过饱和，这提高沉淀物的扩散和分散。为使铸件的屈服强度和其它机械性能最大化，应在淬火过程中防止所有强化相的沉淀。时效(T5，自然的或人工的)能够实现强化性沉淀物的受控分散。图1显示铝合金的典型的传统T6和/或T7热处理周期。
关于T5时效(图1)，通常有三种类型的时效条件，常称作欠时效(under-aging)、峰时效(peak-aging)和过时效(over-aging)。在时效的初始阶段或预时效(pre-aging)中，形成Guinier-Preston(GP)区和微细的可剪切沉淀物，该铸件被视为欠时效。在这种状态中，铸件的机械性能通常低。在给定温度下的更长时间或在更高温度下的时效使沉淀物结构进一步演化并提高机械性能，如屈服强度，至最高水平以实现峰时效/强度条件。进一步的时效降低机械性能且该铸件由于沉淀物粗化及其结晶学上不连贯性的转化而变得过时效。仅为举例说明，图2显示在传统砂铸法下制造并在170℃时效处理的铸铝合金A356/357的时效响应的实例。对于在给定时效温度测试的时效时期，该铸件(无论是砂铸件还是本文提到的高压压铸件)经受欠时效、峰时效和过时效条件。
考虑到传统铝合金HPDC铸件通常不可避免地含有内部孔隙，人工时效(T5)可能是有助于在不产生气泡的情况下实现铸件中的所需机械性能的理想手段(解决方案)之一。由于留在过饱和固溶体中的硬化性溶质形成微细散布在晶粒中并提高该铸件抗滑移和塑性流引起的形变的能力的沉淀物，发生由时效产生的强化。当时效处理导致形成至少一种类型的这些微细沉淀物的临界分散体时，可能发生最大强化。
此外，在传统HPDC铸造法中，在从模具中取出淬火之前，常常将铸件缓慢冷却至低温，如低于200℃。这种缓慢冷却至低温显著降低该铸件的后继时效潜力，这是因为随着温度降低，硬化性溶质的溶解度显著降低，即温度越低，溶解度越低。例如，HPDC铝合金A380中镁(Mg)的溶解度在大约500℃为大约0.34％，在大约200℃降至接近0。因此，传统的铝合金高压压铸法在能量消耗和可实现的机械性能方面是不足的。
【发明内容】
与上述背景技术形成对照，本发明的实施方案大体上涉及提高可时效强化的铝合金的高压压铸件的机械性能的方法。可以通过多次时效法(a multi-aging process)以及在从模具中取出铸件后立即淬火来提高一种或多种机械性能。这些实施方案适用于所有可时效强化的多孔或无孔铝合金铸件，包括HPDC铝铸件。
根据这些实施方案，用于HPDC法的铝合金组合物包含时效硬化性元素(aging hardening element)(溶质)，包括镁(Mg)、铜(Cu)、硅(Si)和锌(Zn)中的至少一种。通常，当分别掺入该组合物中时，Mg、Cu、Si和Zn的各自浓度符合下列最低要求：Mg浓度高于该铝合金组合物的大约0.2重量％；Cu浓度高于该铝合金组合物的大约1.5重量％，Si浓度高于该铝合金组合物的大约0.5重量％，且Zn浓度高于该铝合金组合物的大约0.3重量％。在一个具体实施方案中，组合物包含分别等于该组合物的按重量计大约0.35％、大约3.0％、大约9.0％和0.5％的Mg、Cu、Si和Zn浓度。本发明人考虑高浓度(例如大约8％至大约13％)的Si可显著提高该铝合金组合物的可铸性。当存在Cu和Mg时，Zn促进有吸引力的时效(包括预时效)响应。
在这些实施方案中，该铝合金HPDC铸件在铸件凝固和冷却至淬火温度后立即淬火。铸件从模具中取出和随后快速在淬火介质，如水、空气或有机添加剂溶液中淬火时的温度通常取决于给定的铝合金组成。对大多数铝合金HPDC铸件而言，根据实际合金组成，淬火温度通常为大约300℃至大约500℃，更特别为大约400℃至大约450℃。
在淬火后，该铸件通过多次时效法进行时效处理以获得提高的机械性能。这些实施方案的多次时效法可以包括，但不限于，两次时效。在第一时效(在本文中也称作预时效)中，该铸件在与后继时效相比降低的温度下时效处理。例如，预时效温度通常不超过大约100℃以便允许在从模具中取出铸件后在温或热水或空气中将该铸件淬火和可能时效处理。预时效的时长通常随时效温度而变，在该铸件最初在室温下自然时效时可能长达几天或两周。后继时效，在本文中也称作等温时效，在与预时效的该降低的温度相比升高的温度下进行。本发明人认为可以在预时效后进行多次等温时效以进一步提高铸件的机械性能。
图3图示了传统的HPDC和T5时效法与包括该铸件在从模具中取出后立即淬火和多步时效法的实施方案之间的比较。本发明人认为，通过完成这些实施方案，铝HPDC铸件的屈服强度与在传统HPDC和T5时效法中制成的铸件相比可以提高50％或更高。
根据一个实施方案，提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法包括：将熔融的铝合金组合物在高压下压入通常是具有一个或多个模腔的金属模具中，其中该铝合金组合物包含镁、铜和硅中的至少一种；使该铝合金组合物在模具中凝固形成铝合金高压压铸件；将该铸件在模具中冷却至大约300℃至大约500℃的淬火温度；在达到铸件淬火温度后立即将该铸件在淬火介质中淬火；该铸件在大约室温至大约100℃之间的降低的温度下预时效；在预时效后用至少一次基本等温时效在与该降低的温度相比升高的温度下时效处理该铸件；其中机械性能包括强度、硬度和韧性中的至少一种。
任选地，可以通过计算热力学以及实验测试中的至少一种来确定该铸件的淬火温度，其中所述计算热力学可以通过铝合金组合物和凝固条件中的至少一种来限定。例如，A380铝合金组合物及其变体的淬火温度可以为大约400℃至大约450℃。铸件的淬火通常在最佳淬火介质温度下进行最佳淬火时间，通过受铝合金组合物和淬火介质中的至少一种限定的计算动力学确定该最佳淬火介质温度和最佳淬火时间。该淬火介质通常包括空气、水或有机添加剂溶液，在一个实施方案中，对于包含等于该A380铝合金组合物的大约0.3重量％的镁浓度的A380铝合金组合物，水淬火介质的最佳介质温度为大约95℃。
此外，任选地，该方法通常包括在该铸件在淬火介质中淬火之前从模具中取出达到淬火温度的铸件。从模具中取出铸件到铸件在淬火介质中淬火的时长通常不超过大约15秒。可以与在淬火介质中淬火同时地在降低的温度下进行预时效。在一个实施方案中，该预时效的降低的温度为大约65℃至大约95℃。所述至少一次基本等温时效的升高的温度通常为大约150℃至大约240℃，更特别通常为大约170℃至200℃。铸件在所述至少一次基本等温时效中的时效处理可以包括在第一等温时效中在大约180℃的升高的温度下时效处理该铸件；和在第一等温时效后的第二等温时效中在大约200℃的升高的温度下时效处理该铸件。铸件在第二等温时效中的时效处理可以进一步提高该铸件的至少一种机械性能。
此外，任选地，该铝合金组合物可以包含占该铝合金组合物的高于大约0.2重量％并小于大约0.55重量％的镁浓度。例如，镁浓度可以等于该铝合金组合物的大约0.35重量％。该铝合金组合物可以包含占该铝合金组合物的高于大约1.5重量％且小于大约5.0重量％的铜浓度。例如，铜浓度可以等于该铝合金组合物的大约3.0重量％。该铝合金组合物可以包含占该铝合金组合物的高于大约0.5重量％且小于大约23重量％的硅浓度。例如，在一个实施方案中，硅浓度等于该铝合金组合物的大约9.0重量％。该铝合金组合物可以包含占该铝合金组合物的高于大约0.3重量％且小于大约3.0重量％的锌浓度。例如，在一个实施方案中，锌浓度等于该铝合金组合物的大约0.5重量％。此外，该铝合金组合物可以包含高于该铝合金组合物的大约0.2重量％的镁浓度；高于该铝合金组合物的大约1.5重量％的铜浓度；高于该铝合金组合物的大约0.5重量％的硅浓度；和高于该铝合金组合物的大约0.3重量％的锌浓度。更特别地，镁浓度可以等于该铝合金组合物的大约0.35重量％；铜浓度可以等于该铝合金组合物的大约3.0重量％；硅浓度可以等于该铝合金组合物的大约9.0重量％；且锌浓度可以等于该铝合金组合物的大约0.5重量％。
此外，任选地，该铸件可以在预时效和等温时效中分别时效处理一定时长，各自的时长取决于铝合金组合物。该方法可以进一步包括在从模具中取出铸件淬火之前选择性冷却该铸件的一个或多个指定区域。可以通过浇注系统、通气系统、冷却系统和施加水、模具润滑剂或冷却气体喷雾的至少一种来提供选择性冷却。此外，该方法可以包括在预时效和所述至少一次等温时效的每次之间将该铸件冷却至室温。
根据另一实施方案，制造铝高压压铸件的方法包括：将熔融的铝合金组合物在高压下压入模具，其中该铝合金组合物包含占该铝合金组合物的高于大约0.2重量％且小于大约0.55重量％的镁浓度、占该铝合金组合物的高于大约1.5重量％且小于大约5.0重量％的铜浓度、占该铝合金组合物的高于大约0.5重量％且小于大约23.0重量％的硅浓度和占该铝合金组合物的高于大约0.3重量％且小于大约3.0重量％的锌浓度；使该铝合金组合物在模具中凝固形成铝合金高压压铸件；将该铸件在模具中冷却至大约400℃至大约450℃之间的淬火温度，其中通过计算热力学和实验测试的至少一种确定该淬火温度，其中所述计算热力学受铝合金的组成和凝固条件中的至少一种限定；在达到铸件淬火温度后立即将该铸件在淬火介质中在最佳淬火介质温度下淬火最佳淬火时间，其中通过受铝合金组合物和淬火介质中的至少一种限定的计算动力学确定该最佳淬火介质温度和最佳淬火时间；该铸件在大约室温至大约100℃之间的降低的温度下预时效；和在预时效后在大约170℃至大约200℃之间的升高的温度下的至少一次基本等温时效中时效处理该铸件。
根据再一实施方案，提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法包括：配制用于形成铝合金高压压铸件的铝合金组合物，其中该铝合金组合物包含占该铝合金组合物的高于大约0.2重量％且小于大约0.55重量％的镁浓度、占该铝合金组合物的高于大约1.5重量％且小于大约5.0重量％的铜浓度、占该铝合金组合物的高于大约0.5重量％且小于大约23.0重量％的硅浓度和占该铝合金组合物的高于大约0.3重量％且小于大约3.0重量％的锌浓度；由该铝合金组合物在模具中形成铸件；从模具中取出达到大约300℃至大约500℃之间的铸件淬火温度的铸件；在从模具中取出铸件后立即在淬火介质中将该铸件淬火；该铸件在大约室温至大约100℃之间的降低的温度下预时效；和在预时效后在大约150℃至大约240℃之间的升高的温度下的至少一次基本等温时效中时效处理该铸件；其中机械性能包括强度、硬度和韧性中的至少一种。
本发明进一步体现在如下方面：
1.提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法，该方法包括：
将熔融的铝合金组合物在高压下压入模具，其中该铝合金组合物包含镁、铜、硅和锌中的至少一种；
使该铝合金组合物在模具中凝固以形成铝合金高压压铸件；
将该铸件在模具中冷却至大约300℃-大约500℃的淬火温度；
在达到该铸件的淬火温度后立即将该铸件在淬火介质中淬火；
在大约室温和大约100℃之间的降低的温度预时效该铸件；和
在预时效后用至少一次基本等温时效在与该降低的温度相比升高的温度时效处理该铸件；
其中该机械性能包括强度、硬度和韧性中的至少一种。
2.方面1的方法，其中所述铸件的所述淬火温度通过计算热力学和实验测试中的至少一种来确定，其中所述计算热力学由所述铝合金组合物和凝固条件限定。
3.方面2的方法，其中该铸件的该淬火温度为大约400℃-大约450℃。
4.方面1的方法，其中所述铸件的所述淬火在最佳淬火介质温度进行最佳淬火时间，该最佳介质温度和最佳淬火时间通过由铝合金组合物和淬火介质中的至少一种限定的计算动力学确定。
5.方面4的方法，其中该淬火介质包含空气、水或有机添加剂溶液。
6.方面5的方法，其中水淬火介质的最佳介质温度为大约65℃至大约95℃。
7.方面1的方法，其中该方法包括在该铸件在淬火介质中淬火之前从模具中取出达到淬火温度的铸件。
8.方面7的方法，其中从模具中取出铸件到铸件在淬火介质中淬火的时长不超过大约15秒。
9.方面1的方法，其中在淬火介质中在该降低的温度下进行预时效。
10.方面1的方法，其中该预时效的该降低的温度为大约70℃至大约95℃。
11.方面1的方法，其中所述至少一次基本等温时效的该升高的温度为大约150℃至大约240℃。
12.方面11的方法，其中所述至少一次基本等温时效的该升高的温度为大约170℃至200℃。
13.方面1的方法，其中铸件在所述至少一次基本等温时效中的时效处理包括：
在第一基本等温时效中在大约180℃的升高的温度下时效处理该铸件；和
在第一基本等温时效后的第二基本等温时效中在大约200℃的升高的温度下时效处理该铸件。
14.方面1的方法，其中该铝合金组合物包含占该铝合金组合物的高于大约0.2重量％且小于大约0.55重量％的镁浓度。
15.方面14的方法，其中镁浓度等于该铝合金组合物的大约0.35重量％。
16.方面1的方法，其中该铝合金组合物包含占该铝合金组合物的高于大约1.5重量％且小于大约5.0重量％的铜浓度。
17.方面16的方法，其中铜浓度等于该铝合金组合物的大约3.0重量％。
18.方面1的方法，其中该铝合金包含占该铝合金组合物的高于大约0.5重量％且小于大约23.0重量％的硅浓度。
19.方面18的方法，其中硅浓度等于该铝合金组合物的大约9.0重量％。
20.方面1的方法，其中该铝合金包含占该铝合金组合物的高于大约0.3重量％且小于大约3.0重量％的锌浓度。
21.方面20的方法，其中锌浓度等于该铝合金组合物的大约0.5重量％。
22.方面1的方法，其中该铝合金组合物包含：
占该铝合金组合物的高于大约0.2重量％且小于大约0.55重量％的镁浓度；
占该铝合金组合物的高于大约1.5重量％且小于大约5.0重量％的铜浓度；和
占该铝合金组合物的高于大约0.5重量％且小于大约23.0重量％的硅浓度；
占该铝合金组合物的高于大约0.3重量％且小于大约3.0重量％的锌浓度。
23.方面22的方法，其中：
镁浓度等于该铝合金组合物的大约0.35重量％；
铜浓度等于该铝合金组合物的大约3.0重量％；
硅浓度等于该铝合金组合物的大约9.0重量％；且
锌浓度等于该铝合金组合物的大约0.5重量％。
24.方面1的方法，其中该铸件在该预时效和该等温时效中分别时效处理一定时长，所述各自的时长由所述铝合金组合物限定。
25.方面1的方法，其中该方法进一步包括在从模具中取出铸件进行淬火之前选择性冷却该铸件的一个或多个指定区域。
26.方面1的方法，其中该方法包括在该预时效和所述至少一次等温时效的每一次之间将该铸件冷却至室温。
27.方面1的方法，其中该方法包括在该预时效和所述至少一次等温时效的每一次之间的连续过渡，且在该预时效和所述至少一次等温时效的每一次之间不将该铸件冷却至室温。
28.提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法，该方法包括：
配制用于形成铝合金高压压铸件的铝合金组合物，其中该铝合金组合物包含高于该铝合金组合物的大约0.2重量％的镁浓度、高于该铝合金组合物的大约1.5重量％的铜浓度、高于该铝合金组合物的大约0.5重量％的硅浓度、高于该铝合金组合物的大约0.3重量％的锌浓度；
由该铝合金组合物在模具中形成该铸件；
从模具中取出达到大约300℃-大约500℃的铸件淬火温度的铸件；
在从模具中取出铸件后立即在淬火介质中将该铸件淬火；
该铸件在大约室温-大约100℃的降低的温度下预时效；和
在预时效后在大约150℃-大约240℃的升高的温度在至少一次基本等温时效中时效处理该铸件；
其中机械性能包括强度、硬度和韧性中的至少一种。
29.制造铝合金高压压铸件的方法，该方法包括：
将熔融的铝合金组合物在高压下压入模具，其中该铝合金组合物包含高于该铝合金组合物的大约0.2重量％的镁浓度、高于该铝合金组合物的大约1.5重量％的铜浓度、高于该铝合金组合物的大约0.5重量％的硅浓度、高于该铝合金组合物的大约0.3重量％的锌浓度；
使该铝合金组合物在该模具中凝固以形成铝合金高压压铸件；
将该铸件在该模具中冷却至大约300℃-大约500℃的淬火温度，其中该淬火温度由计算热力学和实验测试中的至少一种来确定，所述计算热力学通过该铝合金的组成和凝固条件来限定；
在达到该铸件的淬火温度后立即将该铸件在淬火介质中在最佳介质温度下淬火最佳淬火时间，其中该最佳介质温度和最佳淬火时间通过计算动力学和实验测试中的至少一种来确定，所述计算动力学通过该铝合金组合物和凝固条件来限定；
该铸件在大约室温-大约100℃的降低的温度下预时效；和
在该预时效后在大约150℃-大约240℃的升高的温度下在至少一次基本等温时效中时效处理该铸件。
【附图说明】
在联系下列附图阅读时，可以最好地理解具体实施方案的下列详述，其中类似结构用类似附图标记标示，且其中：
图1是用于铝合金的现有技术的传统T6和/或T7热处理周期的图示；
图2是根据现有技术在170℃时效处理的铸铝合金A356/A357的时效响应的图示；
图3是根据本发明的一个实施方案提高铝高压压铸件的屈服强度的方法的图示；
图4是根据本发明的另一实施方案作为Cu浓度的函数的铝高压压铸件的相变的图示；
图5是根据本发明的另一实施方案作为Mg浓度的函数的铝高压压铸件的相变的图示；
图6是根据本发明的另一实施方案作为淬火温度的函数的铝高压压铸件的屈服强度的图示；
图7是Mg浓度和T5时效对根据现有技术的铝高压压铸件(包含少于大约0.10％Mg)的拉伸性能的影响的图示；
图8是Mg浓度和T5时效对根据本发明的另一实施方案的铝高压压铸件(包含大约0.35％Mg)的拉伸性能的影响的图示；
图9是根据本发明的另一实施方案提高铝高压压铸件的屈服强度的方法的图示；
图10是根据本发明的一个实施方案，铝高压压铸件在水淬火介质和空气淬火介质中的预时效响应的比较的图示；且
图11是根据本发明的各种实施方案的铝高压压铸件的屈服强度的提高的图示。
附图中阐述的实施方案是示例性的并且不是要限制由权利要求限定的实施方案。此外，参照下列详述更充分显示和理解附图和实施方案的各个方面。
具体实施方案
实施方案大体上涉及提高铝合金高压压铸件的机械性能的方法和在高压压铸和热处理法两者中制造铝合金高压压铸件的方法。本文所用的“铸件”通常是指通过铝合金组合物的凝固形成的铝合金高压压铸件。由此，在本文中在凝固后的高压压铸工艺和/或热处理工艺的任何阶段中都可以称作铸件，无论是冷却、淬火、时效处理还是其它。铸件还可以包括经由本发明的实施方案形成的任何零件、部件、产品。
此外，本文所用的“机械性能”及其相关术语通常是指强度、硬度、韧性、弹性、塑性、脆性、延性和可锻性中的至少一种和/或任何组合，这衡量金属，如铝及其合金，在负荷下如何表现。机械性能通常以该金属必须承受的力或应力的类型和它们的耐受情况描述。
本文所用的“强度”是指屈服强度、极限强度、拉伸强度、疲劳强度和冲击强度中的至少一种和/或任何组合。强度通常是指使金属能够在负荷下抵抗形变的性能。屈服强度通常是指材料开始塑性形变时的应力。在工程学中，屈服强度可以是指出现预定量(例如大约0.2％)的永久形变时的应力。极限强度通常是指金属可承受的最大应变。拉伸强度通常是指处于拉伸负荷中时对被拉开的抗力测量值。疲劳强度通常是指金属耐受各种类型的快速变化应力的能力，并可以通过重复指定周期数的交替应力的大小表示。冲击强度通常是指金属耐受突然施加的负荷的能力。通常，屈服强度越高，其它强度也越高。
本文所用的“硬度”通常是指金属抗永久凹痕的性能。硬度通常与强度成正比。因此，具有高强度的金属也通常具有高硬度。
此外，本文所用的“韧性”通常是指使金属能够耐受冲击并在不断裂的情况下形变的性能。韧性可以被视为强度和塑性的组合。韧性通常，但不必须，随正在提高的或已经提高的强度而提高。
此外，对金属施加负荷可能使金属变形。本文所用的“弹性”通常是指使金属能够在除去负荷后恢复其原始形状的性能。理论上，金属的弹性限是金属可以承受负荷并在除去该负荷后仍恢复其原始形状的极限。通常，弹性随强度提高而提高。
此外，本文所用的“塑性”通常是指使金属能够在不破裂或断裂的情况下永久变形的性能。因此，塑性可以被视为强度的反面。通过金属的仔细合金化，塑性和强度的组合可用于制造大的结构元件。例如，如果汽车结构的元件和/或部件应该过载，塑性允许过载元件和/或部件塑性形变，由此使负荷分布到该结构的其它部分上。提高的强度可能轻微降低铝合金铸件，包括高压压铸件，的塑性。
此外，本文所用的“脆性”通常是指与塑性相反的金属性能。脆性金属是在形变之前断裂或破碎的金属。通常，脆性金属的抗压强度高但拉伸强度低。通常，脆性随强度提高而提高。
此外，本文所用的“延性”通常是指使金属能够在无裂纹或断裂的情况下拉伸、弯曲或扭曲的性能。因此，延性能使金属拉长成细线。与此相比，本文所用的“可锻性”通常是指使金属能够在不产生缺陷的情况下在压缩力下形变的性能。因此，可锻性金属是能够压印、锤打、锻造、加压和/或碾压成薄片的金属。延性和可锻性通常是强度的反面。但是，在铝合金高压压铸件中，延性和可锻性通常几乎不随强度升高而降低，因为该金属通常已经具有低的延性和可锻性。
为简化起见，虽然本文中的实施方案主要被描述为提高铝合金高压压铸件的强度，如屈服强度，但要理解的是，如上所述，这些实施方案可以提高铸件的除强度外或代替强度的一种或多种其它机械性能。
凝固形成铸件的铝合金组合物包含许多元素，例如但不限于铝(Al)、硅(Si)、镁(Mg)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、锌(Zn)、镍(Ni)、钛(Ti)、锶(Sr)等。限定铝合金组合物的元素和它们的各自浓度可能显著影响由其形成的铸件的机械性能。更特别地，一些元素可被称作硬化性溶质(hardening solute)。这些硬化性溶质可能在铸件的凝固、冷却、淬火和时效处理以及热处理过程中在它们本身之间和/或与其它元素啮合和/或结合。时效常用于强化铸件。尽管有各种时效法，但由于上述原因，通常只有一些适用于和/或足够有效地用于铝合金高压压铸法。因此，本文所用的“时效”及其术语和短语通常是指T5时效(自然或人工的)。时效通过促进铝合金组合物的硬化性溶质沉淀来强化铸件。
更特别地，人工时效(T5)将铸件加热至升高的，典型中等的，温度达足以通过硬化性溶质的沉淀强化铸件的时长。由于沉淀是动态过程，可供沉淀的硬化性溶质的各自浓度(过饱和)会显著影响铸件对时效的强化响应。因此，硬化性溶质的浓度及其供沉淀的可得性显著影响铸件在时效过程中的强化程度。如果防止或基本防止硬化性溶质在时效之前在它们本身之间和/或与其它元素结合，则硬化性溶质可能在时效过程中沉淀以强化该铸件。
为了防止或至少基本防止硬化性溶质在时效之前在它们本身之间和/或与铝合金组合物的其它元素结合并由此保持硬化性溶质的可得性，该铸件在模具中冷却至淬火温度并在此后立即淬火。为了促进铸件冷却至淬火温度，实施方案可以包括在将铸件从模具中取出淬火之前选择性加热和/或冷却该铸件的一个或多个指定区域。可以经由浇注系统、通风系统、冷却系统和施加水、模具润滑剂或冷却气体喷雾中的至少一种提供该选择性加热和/或冷却。例如，可以通过在模具中提供或优化冷却系统和/或通过在模具打开之前和/或之后施加水、模具润滑剂或冷却气体喷雾来实现局部增强的冷却。该选择性加热和/或冷却可以使铸件扭曲潜力最小化并可以在铸件指定区域处施加于铸件，所述指定区域可以比该铸件的其它区域更快或更慢冷却。这些指定区域通常是具有较低机械性能要求的那些。例如，外壳铸型(biscuit)和其它浇注区域(gating area)通常最后凝固，因此，应该增强这些区域的冷却以便能够在铸件凝固后从模具中迅速取出铸件。
铸件在从模具中取出后立即在指定淬火温度的淬火据发现保持在时效过程中可供沉淀的硬化性溶质的最大浓度，或至少显著浓度，由此提高铸件的机械性能。通常，该铸件的淬火温度和在从模具中取出和淬火之间的时长显著影响该铸件的沉淀用硬化性溶质的过饱和程度。更特别地，该铸件的淬火温度决定该铸件中可自由(即没有啮合或以其它方式结合的)用于沉淀的硬化性溶质的各自浓度。淬火温度越高，该铸件中可供随后时效处理的硬化性溶质的溶解度和所得浓度越高。
在高压压铸实践中，铸件的淬火温度取决于打开模具的时间和/或温度以及铸件如何从模具中取出和淬火。从模具中取出铸件和将它们在淬火介质中淬火的时间典型取决于铝合金组合物和金属模具在高压压铸机中的热传递。理论上，能够在淬火温度接近合金的固相线时从模具中取出铸件。对于传统的高压压铸铝合金及其变体，例如，淬火温度可以高达500℃，在此温度铝合金的所有液体基于相平衡而凝固(见图4和5)。但是，当淬火温度太高时，可以预计到最终铸件中的高残余应力和严重扭曲。此外，铸造过程中，特别是高压压铸过程中的实际固相线能够显著低于在平衡凝固条件中的固相线，这是因为凝固过程中的高冷却速率可显著抑制固相线。
但是，在这些实施方案中，通过受具体铝合金组合物限定的计算热力学和/或动力学计算和/或实验测试来确定淬火温度的范围。因此，该铸件冷却至的淬火温度通常对铸造的具体合金而言是最优的。一旦达到淬火温度，将铸件从模具中取出并立即在淬火介质中淬火。通常，对常见铝合金高压压铸件，例如但不限于A380及其变体而言，淬火温度范围为大约300℃至大约500℃，更特别可以为大约400℃至大约500℃，再更特别可以为大约400℃至大约450℃。图6图示了淬火温度对在金属永久模具中铸造的A380铝高压压铸件的屈服强度的影响。从300℃至400℃和更高的淬火温度屈服强度的显著提高归因于可供沉淀强化用的溶质的残留浓度的显著提高。
此外，为了提高时效过程中的沉淀并由此提高铸件的机械性能，可以将一种或多种特定硬化性溶质掺入该铝合金组合物中。更特别地，一些硬化性溶质在强化铸件方面比其它的更有效。镁(Mg)、铜(Cu)和硅(Si)例如往往是铝合金中高度有效的硬化性溶质。Mg可以与Si结合形成Mg/Si沉淀物，如β″、β′和平衡Mg
2Si相。沉淀物类型、尺寸和浓度一般取决于当前时效条件和铝合金的组成。例如，欠时效往往形成可剪切的β″沉淀物，而峰时效和过时效通常形成不可剪切的β′和平衡Mg
2Si相。当时效处理铝合金时，单独的Si可形成Si沉淀物。但是，Si沉淀物在强化铝合金方面通常不如Mg/Si沉淀物有效。此外，Cu可以与铝(Al)合并以在Al-Si-Mg-Cu合金中形成多个亚稳沉淀物相，如θ′和θ，其往往在强化方面非常有效。
此外，可以将更高浓度的这类更有效的硬化性溶质掺入铝合金组合物中以提高它们在时效处理时的沉淀可得性。根据用于高压压铸件的传统铝合金组合物的规格，掺入的最大Mg浓度通常小于各自组合物的0.1重量％。但是，在工业实践中，这类铝合金组合物中的Mg浓度往往远低于0.1％。因此，该组合物通常不能形成Mg/Si沉淀物，因此，即使在T5时效过程中也造成铸件通过Mg/Si沉淀的强化非常小。实际上，通常，该铸件的唯一可实现的强化在这种情况下是通过形成Al/Cu沉淀物来产生。但是，在传统的高压压铸实践中，由Al/Cu沉淀产生的强化也有限。
由计算热力学推导的计算(图4)表明，由于在时效过程中可供沉淀的极低(例如大约0重量％)Cu浓度，特别是当铸件在传统方法中在凝固后缓慢冷却时(而非如本实施方案中教导的那样立即淬火)，Al/Cu沉淀在传统高压压铸实践下往往有限。尽管可以在传统HPDC合金用的铝合金组合物中掺入高Cu浓度(例如大约3.0％)，大部分的Cu浓度通常在组合物的凝固和随后缓慢冷却过程中与铁(Fe)和其它元素形成金属间相。如果铸件不进行高温固溶处理(T4)以通过溶解富Cu的金属间化合物来释放Cu溶质，那么这些金属间相通常不提供有意义的时效响应，如强化。
因此，为了在铸件时效过程中提高硬化性溶质的沉淀和因此机械性能，可以相对传统浓度水平提高其在铝合金组合物中的各自浓度。更特别地，可以提高Mg、Cu、Si和Zn中的至少一种的各自浓度以提高其在铸件时效过程中的沉淀。这些实施方案考虑该铝合金组合物包含Mg、Cu、Si和Zn中的至少一种。如果掺入该组合物中，Mg浓度通常占该组合物的按重量计高于大约0.2％且小于大约0.55％，并且可以等于大约0.35％。如果掺入该组合物中，Cu浓度通常占该组合物的按重量计高于大约1.5％且小于大约5.0％，并且可以等于大约3.0％。如果掺入该组合物中，Si浓度通常占该组合物的按重量计高于大约0.5％和小于大约23.0％，并且可以等于大约9.0％。如果掺入该组合物中，Zn浓度通常占该组合物的按重量计高于大约0.3％和小于大约3.0％，并且可以等于大约0.5％。在一个实施方案中，该铝合金组合物包含以上述各自浓度任意组合的Mg、Cu、Si和Zn。提高上述铝合金组合物中Mg、Cu、Si和Zn的各自浓度中的至少一种可以显著提高该铸件的机械性能。例如图7和8图示了由于Mg浓度提高以高于传统浓度规格(大约0.1％)，铸件和拉伸试样具有明显更高的拉伸性能。
如上所述，一旦达到该铸件的淬火温度，将该铸件从模具中取出并立即在淬火介质中淬火以保持在时效过程中可供沉淀的硬化性溶质的最大或至少显著的各自浓度。因此，铸件应该立即或尽可能快地转移到淬火介质中以使铸件从模具中取出后的任何进一步的缓慢冷却最小化。本文所用的“立即”及其术语通常是指无延迟和/或只有极小的时延。例如，从模具中取出铸件到铸件在淬火介质中淬火的时长不应超过大约15秒。为使从模具中取出与淬火之间的时长最小化，淬火介质可以设置在高压压铸件机下方或旁边。
铸件的淬火通常在最佳淬火介质温度进行最佳淬火时间。通常通过受铸造的具体铝合金限定的计算动力学来确定该最佳淬火介质温度和最佳淬火时间。该淬火介质通常包含空气、水或其它有机添加剂溶液。在一个实施方案中，水淬火介质的最佳介质温度为大约65℃至大约95℃。这种淬火介质温度通常低于传统淬火实践的。较低的淬火介质温度提高铸件的冷却速率并促使溶质截留在溶体中。但是，应该指出，低淬火介质温度可提高淬火的部分中的残余应力。
在淬火后，如上所述，为了强化，时效处理该铸件。时效促进GP区以及硬化性溶质的有序性(coherent)和非有序性(incoherent)沉淀物的形成，这通常相当于沉淀物的成核、生长和粗化。本发明的实施方案在降低的温度下预时效处理铸件，并在预时效后，在与该降低的温度相比升高的温度下等温或基本等温地时效处理该铸件。由此，本发明的实施方案的时效方案使空穴的数量密度最大化或至少显著提高，特别是引发淬火后未经任何后处理的铸件(as-quenched casting)中形成更大数量的GP区。
这些实施方案采用预时效产生额外的GP区和细沉淀核。通常，沉淀物密度的变化(单位体积的沉淀物数量)与成核速率直接相关，成核速率取决于时效温度(T)和时间(t)。
∂N∂t=f(T,t)---(1)]]> 其中N是沉淀物密度。
可以在淬火介质中在降低的温度下进行预时效。因此，在淬火后或与其同时地，该铸件可以留在淬火介质中进行预时效，如果必要，伴随着将淬火介质的温度变成该降低的温度。例如，当使用水淬火介质时，可以通过在淬火后将铸件留在(温)水中一定时长来进行预时效。但是，本发明人认为，该铸件在水或其它淬火介质中淬火后可以在室温(例如大约25℃)、温空气或其它烘箱或炉中预时效。此外，本发明人认为，等温时效可以包括在升高的温度下的多个阶段，并且可以在预时效后进行。例如，在一个实施方案中，等温时效包括在预时效后在第一等温时效中在升高的温度下时效处理该铸件和在第一等温时效后的第二等温时效中在与第一等温时效的所述升高的温度相比升高的温度下时效处理该铸件。通常，第二等温时效进一步提高该铸件的屈服强度。图9示意性显示三步时效方案的一个实施方案。应该指出，该铸件在时效之间不必冷却至室温。相反，该方法可以包括预时效和所述至少一次等温时效的每一次之间的连续过渡，其中在预时效和所述至少一次等温时效的每一次之间不将铸件冷却至室温。本文所用的“降低的温度”通常是指与铸件的淬火温度相比降低的温度，而本文所用的“升高的温度”通常是指与该降低的温度相比提高的温度。
预时效和等温时效(一次或多次)各自的时效温度和时效时间通常取决于铝合金组合物和生产率要求。由于GP区和/或细沉淀物的成核和形成是动态过程，通常预计在较低时效温度下需要较长时效时间。如果铸件在室温下自然时效，例如，时效时间可以长达几天或甚至两周。例如，图10比较在永久模具中铸造和在室温和95℃预时效的A380HPDC合金拉伸试样(直径12.85毫米)的时效响应。
该预时效的降低的温度通常为大约室温至大约100℃，更特别可以为大约70℃至大约95℃。同时，该等温时效的升高的温度通常为大约150℃至大约240℃，更特别可以为大约170℃至大约200℃。例如，在一个实施方案中，用于第一等温时效的升高的温度为大约180℃，用于第二等温时效的升高的温度为大约200℃。如果需要高生产率和/或短时效时间，通常在等温时效过程中采用高时效温度，如200℃。或者，略低的时效温度，如180℃，可以进一步提高铸件的机械性能。例如，但绝不限于，通过在大约95℃预时效大约2.5小时，接着在大约180℃第一等温时效大约4.0小时，接着在大约200℃第二等温时效大约1.0小时，可以显著提高A380铝合金铸件的屈服强度。
通常，时效温度越低，最大限度或基本最大限度提高铸件机械性能所需的时效时间越长。例如，在大约95℃预时效的铸件可以在大约2小时至大约5小时内基本最大限度提高机械性能，而在室温下预时效的铸件可以在大约7天内基本最大限度提高机械性能。此外，作为另一实例，在大约200℃基本等温时效的铸件可以在大约2小时内基本最大限度提高机械性能，而在180℃基本等温时效的铸件可以在大约4小时内基本最大限度提高机械性能。
此外，如上所述，使用这些实施方案，可以显著提高铸件的机械性能，如拉伸强度。铸件的提高的机械性能扩展了它们在关键结构用途，例如但不限于，发动机缸体(engine block)、气缸盖、变速箱和悬挂部件中的接受度和应用。此外，该提高的机械性能可以显著降低汽车应用中的铸件保修成本。
此外，与铸态的铸件的拉伸性能相比，屈服强度可以提高大约50％或更高。图11显示了如下铸件的时效周期和立即淬火概念的实验结果：所述铸件在永久模具中铸造，包含占形成该铸件的铝合金组合物的大约0.35重量％的Mg浓度。本发明的实施方案确定，通过逐一实施本文所述的方法和/或技术，可以显著和稳定地提高屈服强度和/或其它机械性能。例如，在从模具中取出后立即将铸件淬火可以将屈服强度提高在铸态下的至少大约10％，在大约200℃时效处理大约2小时时提高大约25％。此外，通过实施追加时效，可以将铸件的屈服强度提高至少大约50％。
根据一个实施方案，制造铝高压压铸件的方法包括将熔融的铝合金组合物在高压下压入通常具有模腔的模具。该铝合金组合物包含等于该铝合金组合物的大约0.35重量％的镁浓度、等于该铝合金组合物的大约3.0重量％的铜浓度、等于该铝合金组合物的大约9.0重量％的硅浓度和等于该铝合金组合物的大约0.5重量％的锌浓度。使具有指定组成的熔融的铝合金在模具中凝固，或至少基本凝固，以形成铝合金高压压铸件。将该铸件在模具中冷却至大约400℃至大约450℃之间的淬火温度。所述淬火温度通过计算热力学(通过铝合金组合物和凝固条件来限定)和实验测试中的至少一种来确定。该铸件随后在达到铸件淬火温度后立即在水淬火介质中淬火。该铸件在具有大约95℃的最佳淬火介质温度的水淬火介质中淬火最佳淬火时间，例如大约30分钟。通过受铝合金组合物和淬火介质中的至少一种限定的计算动力学确定最佳淬火介质温度和最佳淬火时间。也考虑可以通过实验测试确定最佳淬火介质温度和最佳淬火时间中的至少一种。在淬火后，该铸件在大约95℃的降低的温度下预时效大约2.5小时。该铸件随后在第一基本等温时效中在大约180℃的升高的温度下时效处理大约4小时。该铸件随后在第二基本等温时效中在大约200℃时效处理大约1小时。经由这种方法铸造和热处理的铸件包含，例如，与经由传统方法形成的铸件相比显著提高例如50％或更高的屈服强度。
尽管本文所述的方法是针对高压压铸件应用的，但本发明人考虑，该方法，尤其是涉及达到淬火温度的铸件的立即淬火的步骤可适用于通过仅采用时效而不采用固溶处理来强化铸件的其它铸造方法制成的铸件。此外，本发明人考虑，该方法，尤其是涉及该铸件在大约室温至大约100℃之间的降低的温度下的预时效和在该预时效后用至少一次基本等温时效在与该降低的温度相比升高的温度下时效处理该铸件的步骤，可适用于通过不同于高压压铸法的各种铸造方法制成的铸件。
要指出的是，本文中对以特定方式“构造”或以特定方式具体展现特定性能或功能的实施方案的部件的记载，是结构上的记载而非预期用途的记载。更具体地，本文中关于部件“构造”方式的描述是指该部件的现有物理状况，因此被视为该部件的结构因素的确定记载。
要指出，“通常”、“一般”和“典型”之类的术语在本文中使用时，不是用于限制所要求保护的实施方案的范围或不是意味着某些特征对所要求保护的实施方案的结构或功能而言是关键、基本或甚至重要的。相反，这些术语只是要确定实施方案的特定方面或强调具体实施方案中可以使用或不使用的替代性或附加特征。
为了描述和限定本文的实施方案，要指出的是，术语“基本”、“显著”和“大约”在本文中用于代表固有的不确定程度，其可归因于任何定量比较、数值、测量或其它表述法。术语“基本”、“显著”和“大约”在本文中也用于代表定量表述在不造成所述主题的基本功能变化的情况下可偏离所提到的基准的程度。
尽管已经详细和参照其具体实施方案描述了本发明的实施方案，但显而易见的是，可以在不背离所附权利要求书中规定的实施方案的范围的情况下作出修改和变动。更具体地，尽管本发明的实施方案的一些方面在本文中被指为优选或特别有利，但考虑本发明的实施方案不必需限于这些优选方面。