专利名称：：用于航空和汽车铸件的可热处理Al－Zn－Mg－Cu合金的制作方法
技术领域：
：本发明是用于航空和汽车的异形铸件的铝合金、由该合金构成的铸件和制造该合金的铸造部件的方法。
背景技术：
：铸铝零件被用于汽车悬件中的结构应用中以减轻重量。最常用的合金组Al-Si7-Mg具有良好确定的强度极限。为了获得更轻重量的零件，需要具有确定的设计材料性能的更高强度的材料。目前，由A356.0制成的铸造材料，即最常用的Al-Si7-Mg合金能够可靠地保证290MPa(42060psi)的极限抗拉强度、220MPa(31908psi)的拉伸屈服强度以及8％或更大的延伸率。存在且登记的许多替代合金表现出比Al-Si7-Mg合金高的强度。但是，这些合金在可铸性、腐蚀电位或流动性方面表现出不易克服的问题。因此这些替代性合金不适于使用。在需要高强度的情况下，常使用锻造产品。这些产品通常比铸造产品昂贵。如果铸造产品可用于代替锻造产品而不损失强度、延伸率、耐腐蚀性、疲劳强度等，那么存在相当大的成本节约潜力。在汽车和航空应用中均是如此。表现出比Al-Si7-Mg材料高的抗拉强度和抗疲劳性的铸造合金是所希望的。这些提高可用于减轻新零件或现有零件的重量，可以利用改良材料性能对这些零件进行重新设计以获得大的优势。
发明内容本发明的合金是用于低压永久型铸造或半永久型铸造、压挤铸造、高压模铸、压力铸造或重力铸造、消失模铸造(lostfoam)、熔模铸造、真空模铸(v-moldcasting)或砂模铸造的Al-Zn-Mg基合金，该合金具有以下成分范围(均以重量百分比为单位)Zn约3.5～5.5％；Mg约1～3％；Cu约0.05～0.5％；Si小于约1.0％；Fe和其它附带杂质小于约0.30％；Mn小于约0.30％。可以使用最高约1.0％的硅以提高可铸性。可以使用更低水平的硅以提高强度。对于一些应用，可以使用最高约0.3％的锰以提高可铸性。在其它合金中，锰应被避免。该合金还可包含诸如二硼化钛TiB2或碳化钛TiC的晶粒细化剂和/或诸如锆或钪的抗再结晶试剂。如果使用二硼化钛作为晶粒细化剂，那么合金中的硼浓度可以为0.0025～0.05％。类似地，如果使用碳化钛作为晶粒细化剂，那么合金中的碳浓度可以为0.0025～0.05％。典型的晶粒细化剂是包含TiC或TiB2的铝合金。如果在固溶热处理过程中使用锆以防止晶粒生长，那么它的用量通常低于0.2％。同样可以在低于0.3％的范围中使用钪。在T6状态中，合金表现出的拉伸屈服强度比可从A356.0-T6获得的高50％，同时保持相近的延伸率。这将使得要求强度高于目前可容易地在Al-Si-Mg合金诸如A356.0-T6或A357.0-T6中获得的合金的零件设计变为可能。T6状态的疲劳性能比A356.0-T6材料增加30％。在一个方面中，本发明是包含约3.5～5.5％Zn、约1～3％Mg、约0.05～0.5％的Cu铝合金，并且它包含小于约1％Si的铝合金。在另一方面中，本发明是一种包含约3.5～5.5％Zn、约1～3％Mg、约0.05～0.5％Cu和小于约1％Si的铝合金的可热处理成形铸件。在另一方面中，本发明是一种制备可热处理铝合金成形铸件的方法。该方法包括制备包含约3.5～5.5％Zn、约1～3％Mg、约0.05～0.5％Cu和小于约1％Si的铝合金的熔体。该方法还包括在配置为产生成形铸件的铸模中铸造至少一部分熔体；使熔体凝固；和从铸模中移出成形铸件。图1是收缩铸模(shrinkagemold)中铸造的现有技术A356.0合金的切割样品的切割表面的照片，显示现有技术A356.0合金的收缩开裂倾向；图2是与图1类似的收缩铸模中铸造的技术A356.0的第二样品的切割表面的照片，显示技术A356.0合金的收缩开裂倾向；图3是收缩铸模中铸造的本发明的合金样品的切割表面的照片，显示没有收缩开裂；图4是与图3类似的收缩铸模中铸造的本发明的合金第二样品的切割表面的照片，显示没有收缩开裂；图5给出T6状态下的本发明的定向凝固样品的强度和延伸率数据；图6是根据本发明的合金的前转向节(knuckle)铸件的照片，显示获得拉伸试样的位置；图7是从图6中所示的铸件切取的拉伸试样在T5和另外T6热处理后的强度和延伸率数据的图表；图8是与现有技术A356.0-T6的响应相比较的本合金在T6状态下的S-N疲劳响应(ASTME466试验，R＝-1)的曲线图；图9是显示用A356.0-T6的平均疲劳强度与现有技术A356.0-T6的响应相比较的本发明合金在T6状态下的阶梯式(staircase)疲劳试验的曲线图；图10是显示与现有技术合金A356相比较的本发明合金在晶间腐蚀试验后的侵蚀深度的图示；图11是根据本发明的合金在晶间腐蚀试验后在样品铸态侧的显微照片；图12是根据本发明的合金在晶间腐蚀试验后在样品加工侧的显微照片；图13是现有技术合金A356在晶间腐蚀试验后的显微照片；图14是给出随不同的铜水平变化的本发明合金的应力腐蚀试验结果的图示；图15是显示铜和镁水平对本发明合金的应力腐蚀开裂的影响的图示。具体实施例方式当提到这里的任何数值范围时，这些范围应被理解为包含所述范围最小值和最大值之间的每一个整数和/或分数。例如，约3.5～5.5％Zn的范围明显包含约3.6、3.7、3.8和3.9％一直向上并包含5.3、5.35、5.4、5.475和5.499％的Zn的所有中间值。这同样适用于这里所述的各个其它的数值性能和/或元素范围。表I给出被测试的合金的组成数据。表示组成的第一和第三行是关于定向凝固的铸件。第二行是关于成形铸件中使用的组成。该成形铸件是图6所示的前转向节。表I合金组成表II给出具有表I的第一和第三数据行所示组成的定向凝固合金的室温力学性能。表II中的第一数据行是关于自然时效五周之后的、由表I中的第一数据行的合金构成的定向凝固铸件。表2中的第二数据线是关于T5热处理之后的同一合金，第三数据行是关于T6热处理之后的该合金。表II中的第四和第五数据行是关于表1的最下面一行中的合金，该合金是高铜合金。该合金也经过T6热处理。表II定向凝固铸件室温力学性能图5中给出热处理期间本发明的定向凝固样品的力学性能的发展。在表1的第一数据行中给出这些样品的组成。固溶热处理是在1030(554℃)保温8小时，随后冷水淬火并然后人工时效。在各种量的人工时效后，从炉中取出样品并进行力学试验。测量的性能是TYS、UTS和百分比延伸率。人工时效的持续时间为15小时。在最初的6小时期间，温度为250(121℃)。对于随后的9小时，温度为320(160℃)。TYS和UTS的值参照左边的刻度；百分比延伸率的值参照右边的刻度。表III给出图6中所示的前转向节铸件的数据。这是根据本发明的合金，并具有表1第二数据行中给出的组成。在图6中标出了拉伸试样1、2和3的位置。对经过T5热处理的一个铸件和经过T6热处理的一个铸件进行试验，该T5热处理由在160℃保温6小时组成，该T6热处理由在554℃保温8小时然后冷水淬火的固溶热处理和在121℃保温6小时和在160℃保温6小时的人工时效组成。表IIICS前转向节室温力学性能注意到，在表III中，对于T5和T6状态的合金，均获得极高的拉伸强度值和的良好的延伸率。还应注意，该组成是表I的第二数据行中给出的组成。在图7中标绘出表III中给出的数据。图8中的曲线图显示与现有技术合金A356.0-T6的响应相比较的本发明合金的S-N疲劳响应。该试验是ASTME466，R＝-1。可以看出在100000个循环后，本发明的合金明显优于现有技术合金。图9是显示用计算的A356.0-T6的平均值与现有技术合金A356.0-T6的响应相比较的本发明合金在T6状态下的阶梯式疲劳试验的曲线图。本发明合金的组成是在表1的第二数据行中给出的组成。将样品在526℃或554℃的温度下固溶热处理、淬火并在160℃的温度下人工时效6小时。如上面所看到的那样，当与A356.0-T6材料相比时，这些样品的疲劳响应大大提高。本发明合金的平均疲劳强度是109.33MPa，标准偏差是9.02MPa。平均疲劳强度的标准偏差是3.01MPa。A356.0T6在107循环时的计算平均疲劳强度是70MPa。使用名称为“StandardPracticeforEvaluatingIntergranularCorrosionResistanceofHeatTreatableAluminumAlloysbyImmersioninSodiumChloride+HydrogenPeroxideSolution”的ASTMG110腐蚀试验测试本发明合金的耐腐蚀性。在该试验中，将试样浸入包含57g/L的NaCl和10mL/L的H2O2(30％)的溶液中6～24小时。然后将试样横切，并在光学显微镜下检查腐蚀的类型(晶间腐蚀或点蚀)和深度。图10是给出对于根据本发明的合金以及合金A356.0在ASTMG110腐蚀试验6小时和24小时后的侵蚀深度的图示。图11和图12是本发明的合金在ASTMG110腐蚀试验暴露24小时后的显微照片。在这些显微照片中可看到非常少的晶间腐蚀。图13是A356.0合金在ASTMG110腐蚀试验暴露24小时后的显微照片。在该显微照片中可看到相当多的晶间腐蚀。还使用名称为“StandardPracticeforExposureofMetalsandAlloysbyAlternateImmersioninNeutral3.5％SodiumChlorideSolution”的ASTMG44试验进行腐蚀试验。在该试验中，对加有应力的试样进行1小时循环，该循环包括浸入3.5％NaCl溶液中10分钟然后放在实验室空气中50分钟。连续重复该1小时循环。在试验过程中，对试样的裂纹和失效进行定期检查。表IV给出在ASTMG44试验中使用的根据本发明的各种合金的组成。表IV表V给出在表IV中给出的合金组成的试验结果。表V具有不同Mg和Cu含量的合金的ASTMG44试验图14是给出这些试验的结果的图示。可以看出，对于本发明的合金并且在这些高镁水平下，增加铜可提供增强的抗应力腐蚀开裂性。图15是显示铜和镁水平对本发明合金的应力腐蚀开裂的影响的图示。该图显示，对于具有1.5～2％镁的根据本发明的合金，希望包含0.25～0.3％的铜。表VI和VII给出从单个液态金属池进行重复试验(shot)的工厂试用的结果。一个试用在4月4日执行；一个在6月4日执行且一个在9月4日执行。在每一天，所有制成铸件的组成均稍有变化。表VI给出取自每一试验日的样品的组成范围。这些组成包含高水平的镁和铜，可望提供格外高的强度水平。表VIMCC工厂试用合金组成的范围表VII给出各铸件中的四个不同位置的应力数据、极限抗拉强度、拉伸屈服强度和延伸率。表示样品号的列标出各个铸件。表示位置的列限定从铸件切取的各个力学测试试样。表VII工厂试用中的力学性能注意到在这些高的镁和铜水平下，获得优异的强度水平和良好的延伸率。上面现在已描述了本发明的优选实施方案，但应理解，可以在附属权利要求的范围内以另外的方式实施本发明。权利要求1.一种用于成形铸件的可热处理铝合金，所述铝合金按重量百分比包含以下合金成分Zn约3.5～5.5％；Mg约1～3％；Cu约0.05～0.5％；Si小于约1％。2.根据权利要求1的铝合金，还包含选自硼、碳及其组合的至少一种晶粒细化剂。3.根据权利要求2的铝合金，其中所述至少一种晶粒细化剂包含约0.0025～0.05％的硼。4.根据权利要求2的铝合金，其中所述至少一种晶粒细化剂包含约0.0025～0.05％的碳。5.根据权利要求1的铝合金，还包含选自锆、钪及其组合的至少一种抗再结晶试剂。6.根据权利要求5的铝合金，其中所述至少一种抗再结晶试剂包含低于0.2％的锆。7.根据权利要求5的铝合金，其中所述至少一种抗再结晶试剂包含低于0.3％的钪。8.根据权利要求1的铝合金，其中所述锌的浓度为约4.2～4.8％。9.根据权利要求1的铝合金，其中所述镁的浓度为约1.7～2.3％。10.根据权利要求8的铝合金，其中所述铜的浓度为约0.25～0.3％。11.根据权利要求10的铝合金，其中所述铜的浓度为约0.27～0.28％。12.根据权利要求1的铝合金，其中所述合金中的铁的浓度小于约0.3％。13.根据权利要求1的铝合金，其中所述合金中的锰的浓度小于约0.3％。14.一种铝合金的成形铸件，其中所述合金包含以下合金成分Zn约3.5～5.5％；Mg约1～3％；Cu约0.05～0.5％；Si小于约1％。15.根据权利要求14的成形铸件，该成形铸件是T5热处理后的成形铸件。16.根据权利要求14的成形铸件，该成形铸件是T6热处理后的成形铸件。17.根据权利要求14的成形铸件，其中所述锌的浓度为约4.2～4.8％。18.根据权利要求14的成形铸件，其中所述镁的浓度为约1.8～2.2％。19.根据权利要求14的成形铸件，其中所述铜的浓度为约0.25～0.3％。20.根据权利要求14的成形铸件，其中所述铜的浓度为约0.27～0.28％。21.一种制造铝合金成形铸件的方法，所述方法包括制备铝合金的熔体，所述合金包含以下合金成分Zn约3.5～5.5％；Mg约1～3％；Cu约0.05～0.5％；Si小于约1％；在配置为产生所述成形铸件的铸模中铸造所述熔体的至少一部分；使所述熔体在所述铸模中凝固；和从所述铸模中移出所述成形铸件。22.根据权利要求21的方法，还包含对所述成形铸件进行T5热处理。23.根据权利要求21的方法，还包含对所述成形铸件进行T6热处理。24.根据权利要求21的方法，其中所述锌的浓度为约4.2～4.8％。25.根据权利要求21的方法，其中所述镁的浓度为约1.8～2.2％。26.根据权利要求21的方法，其中所述铜的浓度为约0.25～0.3％。27.根据权利要求26的方法，其中所述铜的浓度为约0.27～0.28％。全文摘要一种用于成形铸件的可热处理铝合金，包含约3.5～5.5％的Zn、约1～3％的Mg、约0.05～0.5％的Cu和小于约1％的Si。文档编号C22C21/10GK1965097SQ200580018216公开日2007年5月16日申请日期2005年4月22日优先权日2004年4月22日发明者J·C·林,C·亚纳尔,M·K·布兰特,严新炎,张文平申请人:美铝公司