高性能AlSiMgCu铸造合金的制作方法

高性能AlSiMgCu铸造合金的制作方法
【专利摘要】本发明公开了新型铝铸造合金，所述合金含有8.5至9.5重量％的硅、0.8至2.0重量％的铜(Cu)、0.20至0.53重量％的镁(Mg)和0.35至0.8重量％的锰。所述合金可进行固溶热处理、根据T5回火工艺进行处理并且/或者进行人工时效处理以生产铸件，例如用于气缸盖和发动机缸体的铸件。在一个实施例中，所述铸件是通过高压压铸而制造的。
【专利说明】高性能Al Si MgCu铸造合金 相关申请的交叉引用
[0001] 本专利申请要求于2013年12月20日提交的名为"高性能AlSiMg化铸造合金及其在 发动机和HPDC中的应用"的美国临时专利申请No. 61 /919，415的优先权，该文献全文W引用 方式并入本文。 发明领域
[0002] 本发明设及侣合金，更具体地讲，设及用于制造铸造产品的侣合金。
【背景技术】
[0003] 侣合金由于具有高性能-重量比、有利的耐腐蚀性W及其他因素，而广泛用于例如 汽车和航天工业。本领域过去提出了多种具有重量、强度、可铸性、耐腐蚀性和成本等性质 的特征组合侣合金。AlSiMgCu铸造合金在2013年5月2日公布的名为"高性能AlSiMg化铸造 合金"的共同拥有美国专利申请公开No. 2013/0105045中有所描述。

【发明内容】

[0004] 本发明所公开的主题设及改进的侣铸造合金(也称为母合金)及其生产方法。更具 体地讲，本申请设及新型侣铸造合金，其包含： 8.5至9.5重量％的娃(Si); 0.5至2.0重量％的铜(化）； 0.15至0.60重量％的儀(Mg); 0. 35至0.8重量％的儘(Mn); 最多5.0重量％的锋(Zn); 最多1.0重量％的银(Ag); 最多1.0重量％的儀(Ni); 最多1.0重量％的给(Hf); 最多1.0重量％的铁(Fe); 最多0.30重量％的铁(Ti); 最多0.30重量％的错(Zr); 最多0.30重量％的饥(V); 最多0.10重量％的锁(Sr)、钢(Na)和錬(Sb)中的一种或多种； 各自含0.04重量％并且总共含0.12重量％的其他元素； 余量为侣(Al)。 该新型侣铸造合金可用于多种应用，包括发动机应用(例如，作为气缸盖、作为气缸/发 动机缸体)和汽车应用(例如，悬挂和结构部件、连接杆)等。 1. 组成
[0005] 如上所述，该新型侣铸造合金通常包含8.5至9.5重量％的Si。在一个实施例中，该 侣合金包含8.75至9.5重量％的51。在一个实施例中，该侣合金包含8.75至9.25重量％的 Sio
[0006] 如上所述，该新型侣铸造合金通常包含0.5至2.0重量％的铜(化）。在一种方法中， 该侣合金包含0.8至2.0重量％的铜。在另一种方法中，该侣合金包含1.0至1.5重量％的铜。 在又另一种方法中，该侣合金包含0.7至1.3重量％的铜。在另一种方法中，该侣合金包含 0.8至1.2重量％的铜。
[0007] 如上所述，该新型侣铸造合金通常包含0.15至0.60重量％的1肖。在一种方法中，该 侣合金包含0.20至0.53重量％的儀(Mg)。在一种方法中，该侣合金包含含0.36重量％的儀 (例如，0.36至0.53重量％的]\^)。在一种方法中，该侣合金包含0.40至0.45重量％的儀。在 另一种方法中，该侣合金包含含0.35重量％的儀(例如，0.15至0.35重量％的1肖）。在另一种 方法中，该侣合金包含0.20至0.25重量％的1肖。下文描述了儀和铜的其他组合。
[0008] 如下文所述，可限制Cu和Mg的量W确保适当的Q相体积分数。对于要加工到巧回火 并且包含0.15至0.35重量％的1肖(例如，0.20至0.25重量％的1肖）的产品，新型侣铸造合金 可包含2.5含（Cu+lOMg)含4.5的铜加儀的量。在一个实施例中，新型侣铸造合金可包含2.5 < (Cu+lOMg) <4.0的铜加儀的量。在另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含2.5 < (Cu+ IOMg)含3.75的铜加儀的量。在又另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含2.5含（化+IOMg) < 3.5的铜加儀的量。在另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含2.5含（化+IOMg)含3.25的 铜加儀的量。在又另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含2.75含（化+IOMg)含3.5的铜加 儀的量。在本节任一实施例中，该侣合金中的儀可限制为0.15至0.30重量％的1邑，例如限制 为0.20至0.25重量％的]?邑。
[0009] 对于要加工到T5、T6或T7中任一回火的产品，新型侣铸造合金可包含4.7 < (Cu+ IOMg) <5.8的铜加儀的量。在一个实施例中，新型侣铸造合金可包含4.7含（化+IOMg) <5.7 的铜加儀的量。在另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含4.7含（化+IOMg)含5.6的铜加儀 的量。在又另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含4.7 < (Cu+lOMg) <5.5的铜加儀的量。 在又另一个实施例中，新型侣铸造合金可包含4.8 < (Cu+lOMg) <5.5的铜加儀的量。在另一 个实施例中，新型侣铸造合金可包含4.9 ^ (Cu+lOMg) ^ 5.5的铜加儀的量。在又另一个实施 例中，新型侣铸造合金可包含5.0 < (Cu+lOMg) < 5.5的铜加儀的量。在另一个实施例中，新 型侣铸造合金可包含5.0含（Cu+lOMg)含5.4的铜加儀的量。在又另一个实施例中，新型侣铸 造合金可包含5.1含（化+IOMg)含5.4的铜加儀的量。在本节任一实施例中，该侣合金中的儀 可趋于可接受范围的上限，例如0.30至0.60重量％的1邑，或0.35至0.55重量％的1邑，或0.37 至0.50重量％的1旨，或0.40至0.50重量％的1旨，或0.40至0.45重量％的1旨。在一种方法中， 该侣合金包含约1.0重量％的铜（例如，0.90至1.10重量％的加或0.95至1.05重量％的加） 和约0.4重量％的儀(0.35至0.45重量％的]\%或0.37至0.43重量％的]?邑）。
[0010] 如上所述，该新型侣铸造合金通常包含0.35至0.8重量％的儘。在一种方法中，该 侣合金包含0.45至0.70重量％的胞。在另一种方法中，该侣合金包含0.50至0.65重量％的 Mn。在另一种方法中，该侣合金包含0.50至0.60重量％的胞。在一种方法中，该侣合金中的 铁和儘的重量比（Fe :Mn)为<0.50。在另一种方法中，该侣合金中的铁和儘的重量比（Fe: Mn)为< 0.45。在另一种方法中，该侣合金中的铁和车孟的重量比(Fe:Mn)为< 0.40。在另一种 方法中，该侣合金中的铁和儘的重量比（Fe:Mn)为<0.35。在另一种方法中，该侣合金中的 铁和儘的重量比（Fe:Mn)为<0.30。
[0011] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多1.0重量％的。6。在一种方法中，该侣合 金包含0.0 l至0.5重量％的。6。在另一种方法中，该侣合金包含0 . Ol至0.35重量％的。6。在 又一种方法中，该侣合金包含0.0 l至0.30重量％的。6。在另一种方法中，该侣合金包含0.0 l 至0.25重量％的化。在又一种方法中，该侣合金包含0.0 l至0.20重量％的化。在另一种方法 中，该侣合金包含0.01至0.15重量％的化。在又另一种方法中，该侣合金包含0.10至0.30重 量％的化。
[0012] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多5.0重量％的211。在一种方法中，该侣合 金包含含0.5重量％的211。在另一种方法中，该侣合金包含含0.25重量％的211。在又另一种 方法中，该侣合金包含含0.15重量％的化。在另一种方法中，该侣合金包含含0.05重量％的 Zn。在又另一种方法中，该侣合金包含含0.01重量％的化。
[0013] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多1.0重量％的4肖。在一个实施例中，该侣 合金包含含0.5重量％的4肖。在另一种方法中，该侣合金包含含0.25重量％的4肖。在又另一 种方法中，该侣合金包含含0.15重量％的4邑。在另一种方法中，该侣合金包含含0.05重量％ 的Ag。在又另一种方法中，该侣合金包含含0.01重量％的八邑。
[0014] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多1.0重量％的化。在一个实施例中，该侣 合金包含含0.5重量％的化。在另一种方法中，该侣合金包含含0.25重量％的化。在又另一 种方法中，该侣合金包含含0.15重量％的化。在另一种方法中，该侣合金包含含0.05重量％ 的Ni。在又另一种方法中，该侣合金包含含0.01重量％的化。
[0015] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多1.0重量％的册。在一个实施例中，该侣 合金包含含0.5重量％的册。在另一种方法中，该侣合金包含含0.25重量％的册。在又另一 种方法中，该侣合金包含含0.15重量％的册。在另一种方法中，该侣合金包含含0.05重量％ 的Hf。在又另一种方法中，该侣合金包含含0.01重量％的册。
[0016] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含各最多0.30重量％的错和饥。对于高压压铸 实施例，错和饥均可存在，并且其量可为各至少0.05重量％，并且其中Zr+V的总量不形成初 生相颗粒(例如，Zr+V的总量为0.10至0.50重量％)。在一个实施例中，该侣合金包含各至少 0.07重量％的错和饥，并且化+V为0.14至0.40重量％。在一个实施例中，该侣合金包含各至 少0.08重量％的错和饥，并且Zr+V为0.16至0.35重量％。在一个实施例中，该侣合金包含各 至少0.09重量％的错和饥，并且Zr+V为0.18至0.35重量％。在一个实施例中，该侣合金包含 各至少0.09重量％的错和饥，并且化+V为0.20至0.30重量％。在另一种方法中，该侣合金包 含各<0.03重量％的错和饥(例如，作为非皿PC应用的杂质）。
[0017] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多0.30重量％的铁。在一个实施例中，该侣 合金包含0.005至0.25重量％的11。在另一个实施例中，该侣合金包含0.005至0.20重量％ 的Ti。在又另一个实施例中，该侣合金包含0.005至0.15重量％的11。在另一个实施例中，该 侣合金包含0.01至0.15重量％的11。在又另一个实施例中，该侣合金包含0.03至0.15重 量％的11。在另一个实施例中，该侣合金包含0.05至0.15重量％的11。当错和铁同时用于该 新型侣合金中时，该侣合金通常包含至少0.005重量％的11，例如上述任意量的铁。在一个 实施例中，该侣合金包含各至少0.09重量％的错和饥W及0.05至0.15重量％的11，并且化+ V为0.18至0.35重量％。
[0018] 如上所述，该新型侣铸造合金可包含最多0.10重量％的锁、钢和錬中的一种或多 种。在一种方法中，该侣合金包含含0.05重量％的锁。在一种方法中，该侣合金包含含0.03 重量％的钢。在一种方法中，该侣合金包含含0.03重量％的錬。在一个实施例中，该侣合金 包含50至30化pm的锁。在一个实施例中，该侣合金不含钢和錬，而仅包含运些元素作为杂 质。
[0019] 如上所述，该新型侣铸造合金通常包含各^ 0.04重量％、总共^ 0.12重量％的其 他元素，余量为侣。在一个实施例中，该新型侣铸造合金通常包含各含0.03重量％、总共< 0.10重量％的其他元素，余量为侣。
[0020] 在一个实施例中，该新型侣铸造合金包含9.14至9.41重量％的51; 0.54至1.53重 量％的化；0.21至0.48重量％的]\%; 0.48至0.53重量％的胞;0.13至0.17重量％的化；0.11 至0.30重量％的11;0.10至0.14重量％的化;0.12至0.13重量％的￥; <0.05重量％的化；< 0.05重量％的八邑；<0.05重量％的化；<0.05重量％的册;最多0.012重量％的5';各<0.04 重量％、总共^ 0.12重量％的其他元素;余量为侣。对于要加工到T5回火的合金，该合金可 包含0.20至0.25重量％的1邑，并且Cu+lOMg为2.5至4.0。对于要加工到了5、16或17中任一回 火的合金，该合金可包含0.40至0.48重量％的1旨，并且化+IOMg为4.7至5.8。 II.加工
[0021] 该新型侣铸造合金可W被成形铸造成任何合适的形式或制品。在一种方法中，该 新型侣合金被成形铸造成汽车部件或发动机部件(例如，气缸盖或气缸/发动机缸体）的形 式。
[0022] 在一种方法中，生产成形铸造制品的方法包括W下步骤： (a) 通过在适当的烙化装置中烙化适当量的上述元素，获得上述侣合金； (b) 将烙化的侣合金引入模具；W及 (C)从模具中移除无缺陷的成形铸造制品。 在移除步骤之后，该方法可任选地包括： (d)对成形铸造制品进行回火(例如，回火至T5、T6或T7回火）。无缺陷意味着成形铸造 制品可用于其预期目的。
[0023] 关于引入步骤化），模具可W是与该新型侣铸造合金相容的任何合适的模具，例如 高压压铸化PDC)模具。
[0024] 在移除步骤(C)之前，该方法可包括使铸造品凝固，然后冷却该铸造品。在一个实 施例中，冷却步骤包括在凝固步骤后使该成形铸造品与水接触。在另一个实施例中，冷却步 骤包括在凝固步骤后使该成形铸造品与空气和/或水接触。在移除步骤(C)之后，该方法可 包括对成形铸造制品进行回火。
[0025] 在一个实施例中，回火是回火至T5回火。如ANSI册5.1(2009)所定义，巧回火是将 侣合金"从高溫成形过程冷却，然后进行人工时效。适用于从高溫成形过程冷却后未经冷加 工的产品，或者其中在机械性能限度中可能无法识别冷加工在矫平或矫直方面的影响。"当 回火至T5回火时，回火步骤可包括在移除步骤后人工时效处理成形铸造制品。人工时效处 理可如下实现。由于成形铸造加工(例如，HPDC)的原因，巧回火不需要单独的固溶热处理和 泽火（即，不包括T6和T7回火所需要的单独的固溶热处理和泽火步骤）。
[0026] 在另一个实施例中，回火为回火至T6回火。如ANSI H35.1(2009)所定义，T6回火是 将侣合金"固溶热处理然后进行人工时效。适用于固溶热处理后未经冷加工的产，或者其中 在机械性能限度中可能无法识别冷加工在矫平或矫直方面的影响。"当回火至T6回火时，回 火步骤(d)可包括（i)使成形铸造制品固溶，然后（ii)使成形铸造制品泽火。在泽火步骤 (ii)之后，该方法可包括(iii)人工时效处理成形铸造制品。
[0027] 在另一个实施例中，回火是回火至T7回火。如ANSI H35.1(2009)所定义，T7回火是 将侣合金"固溶热处理然后过时效/稳定化处理。适用于固溶热处理后人工时效的铸造产 品，W提供尺寸和强度稳定性。"当回火至T7回火时，回火步骤(d)可包括（i)将成形铸造制 品固溶，然后（ii)将成形铸造制品泽火。在泽火步骤（ii)之后，该方法可包括（iii)将成形 铸造制品人工时效处理至过时效/稳定化条件。
[0028] 在一种方法中，方法包括固溶热处理侣合金并使其泽火。在一个实施例中，固溶热 处理步包括W下步骤： (a) 将侣合金加热至第一溫度(例如，使侣合金经受2小时±15分钟的加热，从环境溫度 加热至 504.4°C±5.0°C); (b) 在第一溫度第一次保溫(例如，至少0.5至8小时，如约2小时）； (C)将溫度逐步升至第二更高溫度(例如，在5至60分钟时间内升到530°C±5.(TC,如在 约30分钟内升至第二溫度）； (d)在530°C的第二溫度第二次保溫(例如，2至8小时，如保持约4小时）。 在第二保溫步骤(d)之后，可使侣合金泽火(例如，在水和/或空气中）。
[0029] 如上所述，回火步骤可包括人工时效处理侣合金。在一个实施例中，人工时效处理 包括使合金在190°C至220°C的溫度下保持1至10小时(例如，约6小时）。在另一个实施例中， 人工时效处理在175°C至205°C的溫度下进行1至10小时(例如，约6小时）。
【附图说明】
[0030] 图1为设及(Al)和M-化-Mg-Si系统中液体的相平衡曲线图。
[0031] 图2为添加 Cu对Al-9%Si-0.4%Mg-0.1%化合金的凝固路径的影响曲线图。
[0032] 图3为Cu含量对A1-9 % -0.4 %Mg-0.1 %化-X % Cu合金中的相分数的影响曲线图。
[0033] 图4为化和Mg含量对Al-9%Si-Mg-化合金的Q相形成溫度的影响曲线图。
[0034] 图5为Mg和化含量对Al-9%Si-Mg-化合金的平衡固相线溫度的影响曲线图。
[0035] 图6为Mg和Cu含量对Al-9%Si-Mg-Cu合金的平衡固相线溫度(Ts)和Q相形成溫度 (Tq)的影响曲线图。
[0036] 图7为锋和娃对Al-x%Si-0.5%Mg-y%化合金的流动性的影响曲线图。
[0037] 图8为放大200倍的SEM(扫描电子显微图片），其示出了球形Si颗粒和未溶解的含 化颗粒。
[0038] 图9a至图9b为所研究合金中未溶解的含化颗粒的图片。
[0039] 图IOa至图IOb为时效处理条件对M-9Si-0.5Mg合金的拉伸性能的影响曲线图。
[0040] 图1 Ia至图Ub为化对A1-9 % Si-0.5 %Mg合金的拉伸性能的影响曲线图。
[0041 ] 图12a至图12b为化和化对M-9%Si-0.5%Mg合金的拉伸性能的影响曲线图。
[00创图13a至图13b为Mg含量对M-9%Si-1.25%Cu-Mg合金的拉伸性能的影响曲线图。 [0043] 图14a至图14b为Ag对41-9%81-0.35%]\%-1.75%加合金的拉伸性能的影响曲线 图。
[0044] 图15a至图15d为在高溫下时效处理不同时间的六种合金的拉伸性能曲线图，如本 公开所述。
[0045] 图16为在高溫下时效处理不同时间的五种合金的夏比冲击能量(CIE)相对于屈服 强度的曲线图。
[0046] 图17为在155°C下时效处理15小时的所选合金的S-N疲劳曲线图。光滑，轴向；应力 比=-1。
[0047] 图18为在155°C下时效处理60小时的所选合金的S-N疲劳曲线图。光滑，轴向；应力 比=-1。
[004引图19a-d至图23a-d为铸态、加工并且在高溫下经过两种不同时间周期时效的五种 合金样品在6小时ASTM GllO后其横截面的光学显微图片。
[0049] 图24为经过不同时间周期时效的所选合金在6小时GllO试验后对铸态表面和加工 表面的侵蚀深度的曲线图。
[0050] 图25为Mg和化含量关于Al-9Si-Mg-化合金的强度和延展性的曲线图。
[0051] 图26为特定合金(合金9)暴露于高溫后的拉伸性能的曲线图。
[0052] 图27a和图27b为合金9样品暴露于高溫前的横截面的扫描电子显微图片。
[0053] 图28a至图28e为合金9暴露于渐增溫度后相对于合金9和A356合金的拉伸性能曲 线图的一系列横截面扫描电子显微图片。
[0054] 图29为多种合金在室溫下的屈服强度的曲线图。
[0055] 图30为多种合金暴露于175°C后的屈服强度的曲线图。
[0056] 图31为多种合金暴露于300°C后的屈服强度的曲线图。
[0057] 图32为多种合金暴露于300°C后的屈服强度的曲线图。
[005引图33为多种合金暴露于300°C后的屈服强度的曲线图。
[0059] 图34为多种合金暴露于300°C后的屈服强度的曲线图。 实例1:高性能AlSiCu^te铸造合金 1.1基于计算热力学的合金开发方法
[0060] 为改进Al-Si-Mg-Cu铸造合金的性能，使用了新的合金设计方法，该方法如下所 述：
[0061 ]在Al-Si-Mg-Cu铸造合金中，尤其是当未溶解的组成Q相的量增加时，增加 Cu含量 由于具有更高量的9'-AbCu和Q '沉淀而能增加强度，但降低延展性。图1示出了 Al-Cu-Mg-Si 四元系统的计算相图，女日X. Yan,Thermodynamic and solidification modeling coupled with experimental investigation of the multicomponent aluminum alloys University of Wisconsin-Madison,2001("结合多组分侣合金的试验研究进行的热力学 和凝固模型"，麦迪逊的威斯康星大学，2001年)所示，该文献全文W引用方式并入本文。图1 示出了 S元系统中的S相平衡和四相平衡四元单变量线。点A、B、C、D、E和F为四元系统中的 五相无变点。点Tl至T6为S元系统中的四相无变点，Bl、B2和B3是二元系统中的S相无变 点。对于含化的Al-Si-Mg合金而言，凝固过程中Q相(AlCuMgSi)组成颗粒的形成几乎是不可 避免的，因为Q相参与共晶反应(不变反应B)。如果运些含铜的Q相颗粒在固溶热处理过程中 不能溶解，则化的强化效果将会减弱，铸造品的延展性也会受到影响。
[0062] 要最小化/消除未溶解的Q相(AlCuMgSi)并最大化固态溶液/沉淀强化，应对合金 组分、固溶热处理和时效处理操作进行优化。根据本公开，使用热力学计算来选择合金组分 (主要是化和Mg含量)和固溶热处理，W避免未溶解的Q相颗粒。使用化ndat热力学模拟软件 和F*anAluminum数据库化C,Computherm、Pandat软件和F*anAluminum数据库http : // WWW, computherm. com来计算运些热力学数据。
[0063] 本公开的发明人认识到，向Al-Si-Mg铸造合金添加 Cu将会改变凝固顺序。图2示出 了 1 %Cu(本报告中所有组分均为质量百分比）对Al-9%Si-0.4%Mg-0.1 %化的凝固路径的 预期影响。更具体地讲，加入1%化后，由于在更低溫度下形成含Cu的相，凝固溫度范围显著 增加。对于 A1-9% Si-0.4%Mg-0.1%Fe-l %Cu 合金而言，Q-AlCuMgSi 在约 538°C 下形成，白-AlsCu相在约510°C下形成。每一组成相的体积分数及其形成溫度也受Cu含量的影响。
[0064] 图3示出了 Cu含量对Al-9%-0.4%Mg-0.1%化-x%Cu合金的相分数的预期影响。 随着Cu含量增加，目-AbCu和Q-AlCuMgSi的量增加，而Mg2S巧日JT-AlFeMgSi的量减少。在含有 0.7% W上的Cu的合金中，凝固过程中不会形成MgsSi相。如果Cu含量为0.7% W上，则Q-AlCuMgSi的量也受合金中Mg含量的限制。
[0065] Al-9%Si-Mg-Cu合金中Q-AlCuMgSi相的形成溫度(Tq)是Cu和Mg含量的函数。组成 相的"形成溫度"被定义为组成相开始从液相形成的溫度。图4示出了Cu和Mg含量对Q-AlCuMgSi相的形成溫度的预期影响。Q-AlCuMgSi相的形成溫度随着Cu含量增加而降低;但 随着Mg含量增加而升高。
[0066] 根据本公开，要完全溶解所有铸态Q-AlCuMgSi相颗粒，需要将固溶热处理溫度 (Th)控制在Q-AlCuMgSi相的形成溫度W上，即Th〉Tq。为了避免重烙化，固溶热处理溫度的上 限是平衡固相线溫度(Ts)。作为实践措施，将固溶热处理溫度控制在固相线溫度W下至少5 至l〇°C，W避免局部烙化W及形成本领域称为玫瑰花状的冶金缺陷。因此，在实践过程中确 立了W下关系： Ts-10°C>Th>Tq (1)
[0067] 根据本公开，要实现此标准，应选择合金组分（主要是Cu和Mg含量），使得Q-AlCuMgSi相的形成溫度低于固相线溫度。图5示出了 Cu和Mg含量对A1-9 % Si-Cu-Mg合金的 固相线溫度的预期影响。正如预期那样，固相线溫度随着化和Mg含量增加而降低。应当指出 的是，如图6所示，Mg含量升高了Q-AlCuMgSi相的形成溫度，但降低了固相线溫度。Q-AlCuMgSi相的形成溫度表面和(Ts-I(TC)表面(低于固相线溫度表面I(TC)在图6中叠加。运 两个表面沿曲线A-B-C相交。满足方程（1)的标准的区域在曲线A-B-C右侧，即Tq<Ts-10°C。曲 线A-B-C向Cu-Mg组分平面的投影产生优选组分边界的中屯、线Cu+10Mg = 5.25，如图25所示。 下边界化+10Mg = 4.73由Q-AlCuMgSi相的形成溫度表面和(Ts-15°C)表面(低于固相线溫度 表面15°C)的相交确定。上边界化+10Mg = 5.78由Q-AlCuMgSi相的形成溫度面和(Ts-5°C)表 面(低于固相线溫度表面5°C)的相交确定。对于Al-9%Si-0.1%化-x%Cu-y%Mg合金而言， 当将Cu和Mg含量控制在运些边界内时，Q-AlCuMgSi相颗粒可在固溶热处理过程中完全溶 解。
[0068] 根据本公开，最大化合金强度和延展性的优选Mg和化含量如图25所示。
[0069] Mg和化含量的优选关系由W下条件限定： Cu+10Mg = 5.25,其中 0.5<〇1<2.0。 上界为 Cu+l〇Mg = 5.8,下界为 Cu+10Mg = 4.7。
[0070] 上述方法允许通过W下方式选择固溶溫度：（i)计算侣合金中所有可溶组成相的 形成溫度；（ii)计算侣合金的平衡固相线溫度；（iii)限定Al-化-Mg-Si空间中的区域，其中 所有可溶组成相的形成溫度低于固相线溫度至少IOCDAl-Cu-Mg-Si空间由Al、Cu、Mg和Si 各自的相对百分比组成W及相对组成范围的相关固相线溫度限定。对于给定类型的合金 (例如，A^Cu-Mg-Si)而言，该空间可由与两个所关注元素（例如，化和Mg，它们被认为与对 合金的重要性能（如，拉伸性能）的影响相关）的相对组成相关的固相线溫度限定。此外，可 选择固溶溫度W减少特定相(例如，对重要性能(如，拉伸性能)有负面影响的相)的存在。可 对(例如)铸造后的合金进行加热处理，具体方法是将其加热至固溶热处理后需要完全溶解 的相(例如，Q-AlCuMgSi相）的计算形成溫度W上、计算平衡固相线溫度W下。固溶热处理后 需要完全溶解的相的形成溫度和固相线溫度可通过计算热力学确定，例如使用可得自美国 威斯康星州麦迪逊的CompuTherm有限责任公司（CompuTherm IXC,Madison,WI)的化ndat? 软件和化nAluminum?数据库。 1.2拉伸条铸造的组成选择
[0071] 根据上述分析，选择了若干Mg和化含量的组合，如表3所示。此外，本发明人的研究 表明，向Al-Si-Mg-(Cu)合金添加浓度大于3重量％的锋可同时增加合金的延展性和强度。 如图7中所示，锋还可增加 Al-Si-Mg合金的流动性。因此，还评估了锋(4重量％ )的添加情 况。L.A.Angers,Development of Advanced I/M 2xxx Alloys for High Speed Civil Transport Applications,Alloy Technology Division Report No.AK92,1990-04-16 (L.A.Angers,"用于高速民用运输应用的先进I/M 合金的发展"，《合金技术部口报 告》，第AK92卷，1990年4月16日）还报道了添加 Ag可加速含大量铜(〉约1.5重量％ )的侣合金 的时效硬化，并且增加室溫和高溫下的拉伸强度。在具有更高Cu含量(例如，1.75重量％的 化)的合金中还添加了Ag(0.5重量％)。因此，选择了十种合金用于评估。运些合金的目标组 成在表3中给出。应当指出的是，表3中的合金1为基线合金A359。 表3.目标组成(所有值均为重量百分比）
[0072] 用改进的ASTM拉伸条模具进行铸造。在标准尺寸部使用润滑模具喷剂，在腔体的 其余部分使用绝缘模具喷剂。每种合金制造=十个铸件。平均循环时间为约两分钟。所研究 的实际组成在下表4中列出。 表4-实际组成(所有值均为重量百分比）
注:使用多孔喷枪对合金3脱气;使用旋转脱气器对所有的其他合金脱气。 1.3作为化和Mg的函数的优选的固溶热处理溫度
[0073] 要溶解所有Q-AlCuMgSi相颗粒，固溶热处理溫度应高于Q-AlCuMgSi相形成溫度。 表6列出了使用所研究的十种合金的目标组成计算得到的最终共晶溫度、Q-相形成溫度和 固相线溫度。 車G对?目曲皆龄T+柔由锭^告合全管妈圣Il龄T烏激丑盘祖畦n-女日巧；祐祖畦采n巧女日线祖畦
根据上述信息，限定并使用了两种固溶热处理操作。与其他合金相比，合金2、3、9和10 具有更低的固相线溫度和/或更低的最终共晶溫度/Q相形成溫度。因此，使用了不同的SHT 操作。
[0074] 用于合金2、3、9和10的操作I是： ? 1.5小时对数升溫至471°C ?在471°C保溫2小时 ? 0.5小时逐步加热升溫至504 °C ?在504 °C保溫4小时 ? 0.5小时逐步加热升溫至Th ?在Th保溫6小时 ? CWQ (冷水泽火） 用于其他六种合金的操作II是： ? 1.5小时对数升溫至49 rc ?在49 rc保溫2小时 ? 0.25小时逐步加热升溫至504 °C ?在504 °C保溫4小时 ? 0.5小时逐步加热升溫至Th ?在Th保溫6小时 ? CWQ (冷水泽火） 最终步骤固溶热处理溫度Th是根据W下公式基于Mg和化含量确定的： Th( °C)=570-10.48*Cu-71.6*Mg-l.3319*Cu*Mg-.72*Cu*Cu巧2.95*Mg*Mg，（2) 其中，Mg和化为儀含量和铜含量，按重量％计。Th的下限由下式限定： Tq = 533.6-20.98*Cu+88.037*Mg+33.43*Cu*Mg-0.7763*Cu*Cu-l26.267*Mg*Mg (3) Th的上限由下式限定： Ts=579.2-10.48*Cu-71.6*Mg-l.3319*Cu*Mg-0.72*Cu*Cu巧2.95*Mg*Mg (4)
[0075] 使用光学和沈M显微观察来表征固溶热处理样本的微观结构。在所有研究的含铜 合金中均未检测到未溶解的Q相颗粒。图8示出了 T6回火的Al -9 % S i -0.35 % Mg-1.7 5 % Cu合 金（合金9)的微观结构。Si颗粒均球化良好。一些未溶解颗粒被确定为P-AlFeSi、3T-AWeMgSi和AI7CU2化相。图9在更高的放大倍率下示出了运些未溶解相的形态。 1.4实验结果 1.4.1性质表征
[0076] 根据ASTM B557方法评估拉伸性能。测试条从改进的ASTM B108铸件上切割得到， 并在未进行任何进一步机械加工的情况下于拉伸机上测试。所有拉伸结果是五个样本的平 均值。使用无缺口的夏比冲击测试ASTM E23-07a评估所选合金的初性。样本尺寸为IOmm X IOmmX 55mm，由拉伸条铸件机械加工而成。针对每种合金各测量了两个样本。
[0077] 根据ASTM E606方法进行光滑S-N疲劳测试。评估了S个应力水平：lOOMPa、ISOMPa 和200M化。R比为-1，频率是30化。在每种条件下测试S个重复样本。约IO7次循环后终止测 试。通过轻微机械加工拉伸条铸件的标准尺寸部获得光滑疲劳圆形样本。
[0078] 根据ASTM GllO方法评估所选条件下的耐腐蚀性(侵蚀类型）。评估铸态表面和加 工表面的腐蚀模式和侵蚀深度。
[0079]在表7至9中列出了包括拉伸、夏比冲击和S-N疲劳的所有原始测试数据。下文给出 了研究结果的总结。 亲7.在155 °C下经不同时间时效々h理的《种合舍的化械忡能*
表9.在155°C下时效处理60小时的一些所选合金的S-N疲劳结果（光消，轴向；应力比 =-1)
1.4.2.1时效处理溫度对拉伸性能的影响
[0080] 用基线合金l-Al-9%Si-0.5%Mg研究了人工时效处理溫度对拉伸性能的影响。在 最少4小时的自然时效处理后，将拉伸条铸件在155 °C下时效处理15、30、60小时，或在170°C 下时效处理8、16、24小时。在每种时效处理条件测试了=个重复样本。
[0081 ] 图10示出了基线A359合金(Al-9%Si-0.5%Mg)在不同时效处理条件下的拉伸性 能。相比于高时效溫度（17(rc)，低时效溫度（155°C)趋向于产生更高的质量指数。因此，即 使需要更长的时效处理时间来获得改进的性质，还是选择了 155°c的低时效处理溫度。 1.4.2.2合金元素对拉伸性能的影响
[0082] 图 11 比较 了基线A1-9 % Si-0.5 %Mg合金和A1-9 % Si-0.5 %Mg-0.75 % Cu合金的拉 伸性能。向A1-9% Si-0.5 %Mg合金添加0.75%的Cu增加了约20M化的屈服强度和约40M化的 极限抗拉强度，同时伸长率保持不变。含铜合金的平均质量指数为大约560MPa，运比基线合 金大约520MPa的平均质量指数高得多。
[0083] 图12比较了四种铸造合金1、2、3和4的拉伸性能。合金1为基线合金。合金2-4都含 有0.75%的Cu和不同含量的Mg和/或化。合金3和4含有0.45的％Mg，而合金2含有0.35%的 Mg,合金1含有0.5%的Mg。合金2和3还含有4%的Zn。对运四种合金的初步评估表明Mg和Zn 提高了合金强度而没有牺牲延展性。合金3和4的直接比较表明，向Al-9%Si-0.45%Mg-0.75%Cu合金添加4%的Zn,极限抗拉强度和屈服强度都得到了提高，同时保持了伸长率。 如图12所示，添加4%的Zn也提高了时效动力学在155°C下时效处理15小时，41-9%5王-0.45 %Mg-0.75 % Cu-4 % Zn合金可达到约370MPa的屈服强度，运比不含化的合金的屈服强 度高大约30MPa。
[0084] 图13示出了Mg含量(0.35至0.55重量％ )对A1-9% Si-1.25%Cu-Mg合金(合金6至 8)的拉伸性能的影响。图中也包括了基线合金Al-9%Si-0.5%Mg的拉伸性能用于比较。Mg 的含量对拉伸性能表现出了显著影响。随着Mg含量增加，屈服强度和抗拉强度都增加，但伸 长率降低。伸长率随Mg含量的增加而降低可能与JI-AlFeMgSi相颗粒含量变得更高有关，即 使所有的Q-AlCuMgSi相颗粒都被溶解。Mg含量对A1-9 % Si-I. 25 %化-Mg合金的质量指数的 影响总体上不显著。
[0085] 图14示出了 Ag(0.5重量％)对Al-9%Si-0.35%Mg-1.75%Cu合金的拉伸性能的影 响。添加0.5重量％的4旨对Al-9%Si-0.35%Mg-1.75%Cu合金的强度、伸长率和质量指数的 影响非常有限。应当指出的是，Al-9%Si-0.35%Mg-1.75%Cu(不含Ag)合金的质量指数比 基线合金A359(合金1)高出大约60MPa。
[0086] 图15a至15d示出了根据本发明的五种具有前景的合金和基线合金Al-9Si-0.5Mg (合金I)的拉伸性能。运五种合金均实现了目标拉伸性能，即拉伸增加了 10%至15%，同时 保持了与A356/A347合金相似的伸长率。运些合金是:Al-9%Si-0.45%Mg-0.75%Cu(合金 4)、41-9%81-0.45%]\%-0.75%〇1-4%211(合金3)、41-9%81-0.45%]\%-1.25%加(合金7)、 Al-9%Si-0.35%Mg-1.75%Cu(合金9)和Al-9%Si-0.35%Mg-1.75%Cu-0.5%Ag(合金 10)。
[0087] 根据W上数据，据信在155°C下时效处理15至60h的合金可获得W下拉伸性能：
[008引上述性质远高于A359(合金1)，并且与A201 (A14.6CuO. 35MgO. 7Ag)铸造合金化TS 450MPa，TYS 380MPa，伸长率8%，Q 585MPa)非常相似(ASM Hamlbook Volume 15，Casting, ASM International ,December 2008(美国金属学会《ASM手册》，2008年12月第15卷，铸 件））。另一方面，运些A1-9 % Si-Mg-化合金的可铸造性比A201合金好得多。A201合金由于易 于发生热开裂和Cu宏观偏析，因而可铸造性极差。此外，含0.7重量％的4肖的A201的材料成 本也远高于根据本发明的不含Ag的实施例。
[0089] 根据拉伸性能结果，选择四种不含Ag并具有有前景的拉伸性能的合金(合金3、4、7 和9)和基线合金A359(合金1) 一起用于进一步研究。对运五种在155°C下时效处理了 15小时 和60小时的合金进行了夏比冲击测试、S-N疲劳测试和常规腐蚀测试。 1.4.4夏比冲击测试
[0090] 图16通过将夏比冲击能对拉伸屈服强度作图，示出了各个测试的结果。实屯、符号 表不在155 °C时下效处理15小时的样本，空屯、符号表不在155 °C时下效处理60小时的样本。 拉伸屈服强度随着时效处理时间的增加而提高，而夏比冲击能随着时效处理时间的增加而 降低。结果表明，大部分合金/时效处理条件遵循预期的强度/初性关系。但是，该结果确实 表明了在更高Cu含量(诸如1.25重量％和1.75重量％ )的情况下强度/初性相关性会稍微下 降。 1.4.5 S-N疲劳测试
[0091] 侣铸件通常用于要承受所施加应力的多个循环的加工部件。在其商品寿命期中， 可能发生数百万计的应力循环，因此表征其疲劳寿命非常重要。运对于安全至上的应用，例 如汽车悬挂部件尤为如此。
[0092] 图17和图18分别示出了在155°C下时效处理15小时和60小时的五种所选合金的S-N疲劳测试结果。在运些测试期间，向测试样本施加等幅应力(R = -I)D施加了 =个不同水平 的应力：100MPa、150M化和200MPa。记录了疲劳断裂循环总次数。
[0093] 在155°C下时效处理15小时，所有的含铜合金在更高的应力水平(〉150MPa)下展示 出比基线A359合金更好的疲劳性能（更高的疲劳断裂循环次数）。在更低的应力水平（< 125MPa)下，A^gsi-0.45Mg-0.75CU和Al-9Si-0.35Mg-l. 75CU合金的疲劳寿命与A359合金 相似，而Al-9Si-0.45化-0.75化-4化合金(合金3)的疲劳寿命比A359合金更短。运种合金更 短的疲劳寿命可能是由该铸件更高的氨含量引起的，如前所述。
[0094] 增加时效处理时间（更高的拉伸强度)往往会减少疲劳断裂循环次数。例如，随着 时效处理时间从15小时增加到60小时，Al-9%Si-0.45%Mg-0.75%Cu合金在ISOMPa应力水 平下的平均疲劳断裂循环次数从约323,000降低到约205,000,而A359合金的平均疲劳断裂 循环次数从约155,900降低到约82,500。该结果可能是Al-Si-Mg-(Cu)铸造合金的强度/疲 劳关系的总体趋势。合金3同样显示出比其他合金更低的疲劳性能。 1.4.6腐蚀测试-ASTM GllO
[OOM] 图19到图23示出了五种所选合金经过6小时ASTM Glio试验后其铸态表面和加工 表面的横截面视图的光学显微照片。腐蚀侵蚀模式主要是枝晶间腐蚀。在四种含铜组分的 合金中，腐蚀部位的数量通常高于不含铜的基线合金。
[0096] 更具体地讲，图19曰至图19(1示出了41-9%51-0.5%]\%经6小时451]\16110测试后其 横截面的光学显微照片：a)呈铸态且在155°C下时效处理了 15小时的合金;b)呈铸态且在 155°C下时效处理了60小时的合金；C)具有加工表面且在155°C下时效处理了 15小时的合 金;d)具有加工表面且在155°C下时效处理了60小时的合金。
[0097] 图20a至图20d示出了A1-9% Si-0.35%Mg-0.75%Cu-4%化经6小时ASTM Gl IO^i 试后其横截面视图的光学显微照片:曰)呈铸态且在155°C下时效处理了 15小时的合金;b)呈 铸态且在155°C下时效处理了60小时的合金;C)具有加工表面且在155°C下时效处理了 15小 时的合金;d)具有加工表面且在155°C下时效处理了60小时的合金。
[009引图21曰至图21(1示出了41-9%81-0.45%]\%-0.75%加经6小时451]\?；110测试后其横 截面视图的光学显微照片:a)呈铸态且在155°C下时效处理了 15小时的合金;b)呈铸态且在 155°C下时效处理了60小时的合金；C)具有加工表面且在155°C下时效处理了 15小时的合 金;d)具有加工表面且在155°C下时效处理了60小时的合金。
[0099] 图22曰至图21(1示出了41-9%81-0.45%1邑-1.25%加经6小时451]\?；110测试后其横 截面视图的光学显微照片:a)呈铸态且在155°C下时效处理了 15小时的合金;b)呈铸态且在 155°C下时效处理了60小时的合金；C)具有加工表面且在155°C下时效处理了 15小时的合 金;d)具有加工表面且在155°C下时效处理了60小时的合金。
[0100] 图23曰至图21(1示出了41-9%81-0.35%]\%-1.75%加经6小时451]\?；110测试后其横 截面视图的光学显微照片:a)呈铸态且在155°C下时效处理了 15小时的合金;b)呈铸态且在 155°C下时效处理了60小时的合金；C)具有加工表面且在155°C下时效处理了 15小时的合 金;d)具有加工表面且在155°C下时效处理了60小时的合金。
[0101] 图24示出了经过6小时ASTM G110测试后的侵蚀深度。运些合金之间没有明显的区 别或趋势。虽然在铸态表面和加工表面之间发现了一些区别，但是时效时间对任何一种表 面的侵蚀深度均没有显示出明显影响。一般来讲，同一样品加工表面上的腐蚀侵蚀比铸态 表面略微更深一些。
[0102] 总体上，添加化或Cu+ai既不会改变合金的腐蚀模式，也不会增加侵蚀深度。据信， 所评估的合金具有与基线合金A359相似的抗腐蚀性。
[0103] 本发明公开了能实现高强度而不牺牲延展性的Al-Si-Cu-Mg合金。获得了包括 4501化至4701化的极限抗拉强度、3601化至39(^化的屈服强度、5%至7%的伸长率和 560MPa至590MPa的质量指数的拉伸性能。运些性质超过了常规3xx合金，与A201 (2xx+Ag)合 金的性能非常相似，而新型Al-9Si-MgCu合金的可铸造性比A201合金好得多。运种新型合金 显示出比A359(Al-9Si-0.5Mg)合金更好的S-N抗疲劳性。根据本发明的合金具有足够的断 裂初性和一般耐腐蚀性。 实例2-用于高溫应用的铸造合金
[0104] 由于本发明所述的合金可用于暴露于高溫的应用，例如W发动机缸体、气缸盖、活 塞等的形式用于发动机，因此评估此类合金暴露于高溫时的表现很有意义。图26示出了根 据本发明的合金，即M-9Si-0.35Mg-l.75化(上文称为合金9,例如在图15中）在暴露于不同 溫度后的拉伸性能曲线图。如前所述，对于每个产生曲线图中数据的测试，合金在所示溫度 下的暴露时间是500小时。样品也在所示溫度下进行测试。如曲线图所示，在高于150°C的溫 度下，合金的屈服强度显著降低。根据本发明，分析该金属W确定与由于暴露于升高的溫度 所导致的强度降低相关的性质。
[0105] 图27a和图27b示出了暴露于高溫前的合金9的样品横截面的扫描电镜（SEM)显微 照片，其中图27b是图27a的显微照片中标为"Al"的部分的放大图。如图27a所示，可看到晶 界，W及Si和AWeSi颗粒。图27b中主要示出的Al部分在20000X的放大倍率下未显示出可见 的沉淀。
[0106] 图28a至图28e示出了在暴露至不断升高的溫度后合金C00(上文称为合金9,例如 在图15中）的一组与图27b所示显微照片比例相同的横截面扫描电镜（SEM)显微照片，运些 显微照片与合金9的拉伸性能曲线图G上的数据点的对应关系如图所示。在曲线图G中也示 出了 A356合金在给定溫度范围中的拉伸特性作为比较。依次观察运些显微照片可W看出， 将合金9暴露于不断增加的溫度会导致沉淀颗粒越来越显著，运些沉淀颗粒会变得更大，而 且呈现出不同的几何形状。
[0107] 本发明的发明人认识到，可向本发明的COO合金(上文称为合金9,例如在图15中） 少量引入某些合金元素，即1'1、￥、2'、111、化、册和化，^生产在高溫下抵抗强度降低的合金。
[0108] 下表(表10)示出了出于在高溫下实现强度改进目的而将少量添加元素加入到COO 合金(上文称为合金9,例如在图15中）所得的18种合金。 表10.合金组成(所有值均为重量百分比）
[0109] 表11示出了上述合金在300°C、175°C和室溫(RT)下的机械性能，即极限抗拉强度 (UTS)、总屈服强度(TYS)和伸长率％。 表11-不同溫度下的机械性能

[0110] 图29示出上述合金在室溫下的屈服强度曲线图。示出了A356用于比较。此外，示出 了美国能源部(DOE)公布的强度改进目标用于比较[由美国能源部于2012年3月22日签发的 Predictive Modeling for Automotive Light weighting Applications and Advanced Alloy Development for Automotive and Heavy-Duty Engines(汽车轻量化应用的预测 模型，及用于汽车和重型发动机的改进合金的开发）]。可^认识到，COO合金在室温下的强 度与合金C02至C18相似，均显著高于A356合金的强度和DOE目标特性。合金COl(不含大量的 Mg)具有低得多的屈服强度。
[0111] 图30是上述合金暴露于175°C500小时后的屈服强度曲线图。示出了 COO和A356用 于比较。可W认识到，COO合金强度大大超出A356合金。相比A356和C00,合金C02至C18都表 现出了显著的改进。
[0112] 图31是上述合金暴露于300°C500小时后的屈服强度曲线图。示出了 COO和A356用 于比较。图32示出了多种合金暴露于300°C后的屈服强度的曲线图。更具体地讲，相邻合金 (沿箭头方向看)示出了添加元素或增加一种元素的量的结果。图32的曲线图中最高结果是 C00+0.1T+0.16Fe+0.13V+0.15Zr。向此组合添加更多的Zr(添加至0.18%)会导致性能降 低。
[0113] 图33为多种合金在暴露于300°C500小时后的屈服强度曲线图。该曲线图示出了由 于向COO组成中添加 Ti、Fe和Mn而引起的改善，最高性能出现于C00+0. llTi+0.32Fe+0.3Mn。 将V添加到前述合金降低了性能，进一步添加0.12Zr使得性能几乎回到最高水平。
[0114] 图34为多种合金，即由于向COO组成中添加元素，在暴露于300°C后的屈服强度曲 线图。最优性能出现于COO+0. m+0.28Ni+0.32Fe+0.14Mn+0.1册+0.1lV+0.04Zr。 实例3-用于半永久模具气缸盖应用的铸造合金
[0115] C05合金由于在高溫下强度较高并且可铸造性非常良好(表10)而成为气缸盖应用 的出色选择，例如用于内燃机。对C05合金(表10)进行了工厂规模的试验。用重力半永久模 具铸造工艺制造了气缸盖铸件。实际组成列于表12中。
[0116] 从燃烧室区域切割出拉伸样本块。用
W下方法进行固溶热处理： 化对数升溫到940°F (504.4°C )+940°F巧04.4°C )/2小时+30分钟逐步升溫到986°F (530 °C )+986°F (530°C )/4 小时+CWQ
[0117] 评估了 S种人工时效处理：190°(：/611、205°(：/611和220°(：/611，机械性能结果列于表 13中。 亲13-连3合舍的化械忡能
上述合金组成也可用于通过高比比铸(HPDC)方法和巧凹火程序来生产气缸盖。 实例4-用于HPDC发动机缸体应用的铸造合金
[0118] 根据本发明的另一个实施例，所公开的侣合金可用于铸造缸体，例如内燃机的缸 体。由于缸体占发动机重量的主要部分，因此使用所公开的合金制造缸体可显著减轻其重 量，例如相比起用铸铁制造的发动机，汽油发动机最高可减轻45%的重量。发动机重量更轻 意味着性能改善、燃油经济性更好并且排放降低。对于大规模发动机生产，高压压铸化PDC) 由于其高生产率和低生产成本而被广泛使用。
[0119] HPDC发动机缸体铸造方法常常使用T5回火方法。本发明的合金可使用T5方法回 火。注意，此方法不采用高溫固溶热处理和泽火。根据本发明的一个实施例，制备了具有表 14中所示组成的六种合金，并铸成改进的ASTM拉伸条模具。 表14-连例4合余的连际组成（重量百分比）
所有合金的化:Mn重量比均为0.25至0.32。
[0120] 针对每种组成各制造了 60个拉伸条样本。在样本完全凝固后，一半用水泽火，而另 一半空气冷却。然后测试所得样本的物理性质并记述如下。对用水泽火和空气冷却的样本 均评估了 S种人工时效处理：175 °C/6h、190 °C/6h和205 °C/6h。
[0121] 表15、16和17分别列出了在不同条件下进行时效处理的经空气冷却的样本的平均 屈服强度、极限抗拉强度和伸长率。表15示出了 Cu、Mg和时效处理条件对Al-9Si-0.15Fe-0.55Mn-化-Mg合金的屈服强度的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在空气中冷却。如表15中 所示，Mg和Cu含量对屈服强度显示出显著影响。含0.4 %Mg和1.0至1.5 %化的合金显示出高 于其他合金的屈服强度。
[0122] 表16示出了Cu、Mg和时效处理条件对Al-9Si-0.1 SFe-0.55Mn-Cu-Mg合金的极限抗 拉强度的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在空气中冷却。表17示出了 Cu、Mg和时效处理条 件对Al-9Si-0.1 SFe-0.55Mn-Cu-Mg合金的伸长率的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在空 气中冷却。如表16至17中所示，增加 Mg和Cu将略微增加 UTS，并降低伸长率。对于经空气冷却 的样本，在巧条件下获得的最高屈服强度为约190MPa。 表15-R1-R6合金(空气冷却)在多种人工时效处理条件下的屈服强度
表17-R1-R6合金(空气冷却)在多种人工时效处理条件下的伸长率
[0123」表18、19和20分别列出r在小间条件下进斤时效处理的经温水浑火的祥本的平均 屈服强度、极限抗拉强度和伸长率。表18示出了 Cu、Mg和时效处理条件对Al-9Si-0.15Fe-0.55Mn-化-Mg合金的屈服强度的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在溫水中泽火。如表18中 所示，^te和Cu含量对屈服强度显示出显著影响。表19示出了Cu、Mg和时效处理条件对Al-9Si-0.1 SFe-0.55Mn-化-Mg合金的极限抗拉强度的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在溫水 中泽火。表20示出了 Cu、Mg和时效处理条件对Al-9Si-0.1 SFe-0.55Mn-Cu-Mg合金的伸长率 的影响。在完全凝固后，拉伸条铸件在溫水中泽火。
[0124] 含0.4%Mg和1.0至1.5%Cu的合金显示出高于其他合金的屈服强度。对于经溫水 泽火的样本，在巧条件下获得的最高屈服强度为约260MPa。 表18-R1-R6合金(水冷却)在多种人工时效处理条件下的屈服强度
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[01巧]实例5-用于HPDC发动机缸体应用的铸造合金
[0126]对具有表21所列组成的两种合金进行了额外的高压压铸化PDC)测试。合金被铸造 为轴颈片。铸造后，一些合金轴颈片在空气中泽火，其他合金轴颈片在溫水（-6(TC)中泽 火。在不同时间和溫度下对多个运两种合金轴颈片进行时效处理，然后测试了多项机械性 能，结果在表22至24中列出。采用取自铸造表面下方约Imm处的JIS14B样本测试强度和伸长 率。

在室溫下测量合金R8的疲劳性质，所采用的应力比为R = -l(=〇min/〇max)，频率为 150化pm，并且平均应力（Om)为零(O)MPa。室溫下的疲劳测试结果为90MPa。
[0127] 也测定了经水泽火并在约205°C下人工时效处理约6小时的T5回火的合金R8在150 °C下的疲劳强度(阶梯疲劳）。此类型T5回火的合金R8在150°C达到了 81.25±7.83M化的平 均疲劳强度。应力振幅增量为5. OMPa，而收敛因子为0.94。
[0128] 应当理解，本文所述的实施例仅为示例性的，本领域技术人员可在不偏离所要求 保护主题的精神和范围的情况下作出多种变型和修改。例如，使用不同的时效处理条件可 产生不同的随之而来的性质。所有此类变型和修改均旨在被包括在所附权利要求书的范围 内。
【主权项】
1. 一种铝铸造合金，由以下元素组成： 8.5至9.5重量％的硅(Si); 0.8至2.0重量％的铜(Cu); 0.20至0.53重量％的镁(Mg); 0.35至0.8重量％的锰(Μη); 最多5.0重量％的锌(Zn); 最多1.0重量％的银(Ag); 最多1.0重量％的镍(Ni); 最多1.0重量％的铪(Hf); 最多1.0重量％的铁(Fe); 最多0.30重量％的钛(Ti); 最多0.30重量％的锆(2〇; 最多0.30重量％的钒(V); 最多〇.1〇重量％的锶(Sr)、钠(Na)和锑(Sb)中的一种或多种； 各自< 0.04重量％并且总共< 0.12重量％的其他元素； 余量为铝(A1)。2. 根据权利要求1所述的合金，其中铁和锰的比例为<0.5。3. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含1.0至1.5重量％的铜。4. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含0.4至0.45重量％的镁。5. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含1.0重量％的铜和0.4重量％的镁。6. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.5重量％的锌。7. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含<0.25重量％的锌。8. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.5重量％的铪。9. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.25重量％的铪。10. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 〇. 5重量％的铁。11. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 〇. 35重量％的铁。12. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含0.10至0.30重量％的铁。13. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.1重量％的锆。14. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.1重量％的钒。15. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.05重量％的锶。16. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含< 0.3重量％的钠。17. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含<0.3重量％的锑。18. -种对权利要求1所述的合金进行热处理的方法，包括使该合金经受T5回火的步 骤。19. 一种对权利要求1所述的合金进行热处理的方法，包括以下步骤： (a) 使所述合金经受2小时对数升温从环境温度升至504.4°C; (b) 在504.4°C保温2小时； (c) 在30分钟内逐步升温到530 °C; (b)在530°C保温4小时；以及 (e)在冷水中淬火。20. 根据权利要求19所述的方法，还包括将所述合金在190°C至220°C的温度下人工时 效处理约6小时的步骤。21. -种铸造气缸盖的方法，包括： (a) 获得权利要求1所述的合金； (b) 恪化所述合金； (c) 将所述熔化的合金注入模具以形成铸件；以及 (d) 使所述铸件经受权利要求19所述的热处理方法。22. 根据权利要求21所述的方法，还包括使所述铸件经受权利要求20所述的人工时效 处理的步骤。23. 根据权利要求21所述的方法，其中所述模具是高压压铸模具。24. -种铸造气缸盖或发动机缸体的方法，包括： (a) 获得权利要求1所述的合金； (b) 恪化所述合金； (c) 将所述熔化的合金注入模具以形成铸件；以及 (d) 用T5条件将所述铸件回火。25. -种铸造气缸盖或发动机缸体的方法，包括： (a) 获得权利要求1所述的合金； (b) 恪化所述合金； (c) 将所述熔化的合金注入模具以形成铸件； (d) 使所述铸件凝固；以及 (e) 使所述铸件冷却。26. 根据权利要求25所述的方法，还包括将所述铸件进行人工时效处理的步骤。27. 根据权利要求26所述的方法，其中所述冷却是在空气中进行，并且所述人工时效处 理在175°C至205°C的温度下进行约6小时。28. 根据权利要求26所述的方法，其中所述冷却是在水中进行，并且所述人工时效处理 在175°C至205°C的温度下进行约6小时。29. 根据权利要求25所述的方法，其中所述模具是高压压铸模具，并且所述注入步骤是 通过高压压铸进行的。30. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含<0.35重量％的镁。31. 根据权利要求1所述的合金，其中所述合金包含<0.25重量％的镁。
【文档编号】C22C21/02GK105874090SQ201480069752
【公开日】2016年8月17日
【申请日】2014年12月17日
【发明人】严新炎, J·C·林
【申请人】美铝公司