用于结构应用的新型再生铸造铝合金的制作方法

用于结构应用的新型再生铸造铝合金的制作方法
【专利摘要】本发明公开了用于结构应用的新型再生铸造铝合金。可以铸造成结构组件的铝合金，其中至少一部分用于制造该合金的原材料来自于再生来源。除了作为主要成分的铝之外，该合金还包含5至14%的硅、0至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、0至0.5%的镍、0至0.8%的锌、0至0.2%的选自基本由钛、锆、钒、钼和钴组成的组的其它痕量元素。在一种优选形式中，大部分铝来自于再生来源。还公开了分析再生铝合金以确定其成分组成的方法，如作为在该合金超出针对其初生来源对应物进行测量时的容限的情况下调节该合金的成分组成的方法。
【专利说明】
用于结构应用的新型再生铸造铝合金
技术领域
[0001]本发明涉及具有改进的铸造品质和机械性质以便于将所述合金铸造成可加工制品如发动机气缸体(engine block)、气缸盖和用于汽车以及利用此类合金中的可控机械性质的其它工业应用的传动构件的可热处理的再生铝合金。
【背景技术】
[0002]
在汽车和其它行业中的结构应用中最常用的铸造铝合金包括但不限于Al-Si系合金，如200和300系列铝合金，其中包含硅(Si)主要用于改进的可铸性和机械加工性。至少有几种尤其可用于形成发动机气缸体和气缸盖的常用铝合金(即319、354和380)受制于固有的缩松问题，这主要是由于存在痕量污染物或合金成分，尤其例如提高强度的铜(Cu)、镁(Mg)或锰(Mn)。通常用于热处理且特别用于固溶热处理的已知方法不能溶解现有商业合金如319和380中的所有的Cu用于后继时效强化步骤。当原料是由再循环或回收原材料如铝罐、飞机、汽车、城市垃圾、夷平建筑等等制成的再生铝(在本文中也称为“再次生产”
(secondary product1n)、“再生合金”等等)时，这一问题--在初生招合金中已然相当突出一一更为严重，其中许多这些回收物品的来源材料通常包含许多不同类型的铝合金的混合物，各自具有不同量的Cu、Mn、Mg和其它金属(尤其如锌(Zn)或铁(Fe))。其中，提高的Fe和其它外来杂质(tramp material)的存在因它们形成降低合金给料能力和降低合金延性以及降低耐腐蚀性的复杂金属间化合物的趋势而特别成问题。例如，尽管在初生合金中可以以高至约0.2重量％的量包含痕量的铁(固有地，或通过设计作为帮助避免模具粘连或粘模(soldering)的手段)，取自再生原料的更大的量可能会污染该合金，使得由此类合金制成的组件达不到热、机械或相关组件设计要求。
[0003]因此，分离再生铝合金来源以确保合理程度的构成材料均匀性或可预测性是困难或昂贵的。同时，对复杂组件如发动机气缸体或气缸盖的设计者而言困难的是用这样的材料加工。即使该构成成分的精确比例是设计者已知的，提高量的上述成分的存在可能使其难以在铸造的组件上进行二次操作(如热处理、附加合金化等等)以便在最终的铸造组件中实现期望的机械性质和低残余应力。
[0004]此外，铸造后(post-casting)操作的采用可取决于所用的铸造方法的类型。例如，固溶热处理(其使用相对高的铸造后温度)由于来自高压压铸(HPDC，也称为加压模铸，或更简单地称为压铸)操作中固有的夹带空气形成泡孔而可能难以与高压压铸协调。同样，因为这些再生铝合金具有高收缩倾向，并且特别由于在铸造过程中非常低的凝固速率，某些熔模铸造、砂模铸造或重力铸造可能在用市售再生铝合金如319或354实现高品质方面遭遇挑战。因为采用铸造往往在经济上不可行，不存在某些形式的使用永久(例如金属)或不可重复使用的(例如消失模)模具的大批量生产技术，再生原材料的任何使用还必须与可能需要的二次操作相容。
[0005]尽管存在与使用再生铝基材料相关的这些困难，它们在大规模生产活动(如通常与汽车组件且特别与发动机气缸体和气缸盖相关的那些)中的使用由于再循环铝相对于来自可比的初生材料来源明显更低的原材料成本而变得合理。事实上，成本问题，以及尽量减少对自然来源的消耗和利用大量目前可用的铝回收基础设施的期望可能令汽车制造商和其它大规模用户追求使用基于这些合金的再生组件。为此，需要改进的可铸再生铝合金，其适于砂模和金属模铸造，并可以制造具有可能改进的用于结构应用的合金强度的高品质铸件(具有降低的孔隙率)。还需要一种方法以确定该再生合金的组成，包括准确测定预期用于这样的铸造操作的合金中的污染物的存在、适当的合金成分等等。

【发明内容】

[0006]
根据本发明的一个方面，公开了至少部分由再生铝制得的铝合金。该合金可以含有至少一种可铸性和强度增强元素如S1、Cu、Mg、Mn、Fe、Zn和镍(Ni)。该合金的微结构由一种或多种不溶性凝固和/或沉淀的含有至少一种合金元素的粒子组成。在一种形式中，该合金可以包含按重量计大约5至14%的S1、O至1.5%的Cu、大约0.2至0.55%的Mg、0.2-1.2%的Fe、0.1至0.6%的Mn、O至0.5%的N1、O至0.8%的Zn和O至0.2%的其它痕量元素如钛(Ti)、锆(Zr)、钒(V)、钼(Mo)和钴(Co)，以及余量的铝。
[0007]还可以根据由该合金制成的最终用途组件的性能要求调节该合金原材料成分组成范围。例如，要求高延性和/或高疲劳强度的应用可以包含按重量计大约5至8%的S1、0至1.0%的Cu、0.2至0.4%的Mg、不超过大约0.4%的Fe、O至0.2%的Mn、O至0.2%的N1、和O至0.3%的Zn以及前述的痕量元素。可能需要这样的高延性/高疲劳强度的组件的实例包括气缸盖、悬架部件、铝轮毂和冲击塔。同样地，对于高抗张强度应用而言，该合金可以包含按重量计大约8至14%的S1、1.0至1.5%的Cu、0.4至0.55%的Mg、不超过大约0.8%的Fe、0至0.3%的Μη、0至0.5%的Ni和O至0.5%的Zn以及前述痕量元素。可能需要该高抗张强度合金的代表性汽车组件可以包括发动机气缸体、发动机底板(bed plate)、高压油栗、控制臂等等。此外，对仅施以沉淀(人工时效)T5时效过程的铸件(特别是高压压铸(HPDC))来说，Cu和Mg的含量应保持较低，优选对Cu而言低于大约0.5%且对Mg而言低于大约0.2%。可以由HPDC或其中可不使用固溶热处理的相关操作制成的组件包括发动机气缸体、变速箱外壳、发动机罩、油底壳(ο i Ipan)、变速箱离合器壳体等等。在另一种形式中，由于受控凝固和热处理改进了微结构均匀性和细化，并对特定铸造条件提供了最佳的结构与性质，该合金可以使用优选含量小于0.015重量％的锶(Sr)来改性，并可以用相应浓度分别为大约0.005重量%或大约0.15重量％的硼(B)或前述的Ti来进一步晶粒细化。
[0008]根据本发明的另一方面，公开了形成铸造汽车组件的方法。该方法包括加热(例如在炉中)一定量的原材料至足以通过在模具中铸造其以形成物件的量，随后将其冷却直至其凝固成模具所限定的形状。该材料包含至少一部分再生铝，并且还可以包含其它再生前体成分。熔融材料由(按重量计)大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、O至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、错、银、钼和钴组成的组的其它痕量元素，以及余量的铝组成。在一种优选形式中，熔融的原材料可以过热(例如高至1000°C下15至30分钟);这可能有助于完全破坏金属熔体中的原子团簇和遗传。以这种方式，抵消了可能在液体金属中带来所有类型的元素和相分离的再循环金属的影响(这是再生铝的要点)。例如，由于再生铝合金通常由再循环的铝废料再生产，当首次再生产该再生合金时，需要过热来破坏这些铝废料的所有在先历史。过热的优点不仅在于使该合金元素在材料中均匀，还确保旧材料的遗传信息或特征并未保留在新制得的合金中。由此，再加热减少了微结构中具有更高体积分数的一种或多种相的可能性，并减少了微结构不均匀性的发生，即使在总体合金组成仍满足合金规格的情况下。
[0009]根据本发明的又一方面，公开了验证铝合金的铸造品质的方法。如上所述，当用于制造合金的原材料来自于再循环和相关的二次来源时，铝合金中提高的Fe含量通常难以避免。因此，重要的是能够确定当存在大于大约0.2重量量时，使得在由此类再生铝合金生成铸件之前可以采取纠正措施。根据本方法的一种此类纠正措施是添加调节物料(adjustment stock)如初级再循环合金或预先制得的母合金(通常为简单的二元合金锭形式，如Al-50%的S1、Al-50%的Mg、Al-50%的Cu等等)。根据本文中讨论的验证方法，对类似污染物可以采取此类纠正措施。在一种形式中，本方法包括接收再生铝合金的样品，并随后生成对应于样品中相关位置的微结构图像，接着测量该图像中的一种或多种标记(indicia)，以使得此类标记(如Fe金属间相体积分数)可以与该合金中的至少合金成分或至少一种污染物的存在相互关联。在一种形式中，可以使用采用电感耦合等离子体(ICP，其也称为电感耦合等离子体质谱法，ICP-MS)的常规化学分析。同样，金相技术，包括使用图像分析(IA)系统的那些(其通常用于微结构(相)观察)可用于帮助确定合金元素、痕量元素、污染物等等的存在。可以使用的另一种合金或相组成分析方法是配备在扫描电子显微镜(SEM)中的所谓的能量色散X射线光谱法(EDX)，其中一束电子、质子或X射线激发被分析的材料的电子，由此在材料中的电子被移动时激发X射线的发射。随后通过能量色散光谱仪测量发射的X射线作为测量和关联发射它们的材料的原子结构的手段。
[0010]因此，本发明公开了以下技术方案:
1.基本由按重量计大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、O至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、错、银、钼和钴组成的组的其它痕量元素和余量的铝的原材料组成的铝合金，其中至少一部分的所述余量的铝包含再生铝。
2.方案I的铝合金，其中至少大部分的所述余量的铝包含再生铝。
3.方案I的铝合金，其中基本全部的所述余量的铝包含再生铝。
4.方案I的铝合金，其中所述硅为按重量计大约5至8%，所述铜为按重量计大约O至
1.0%，所述镁为按重量计大约0.2至0.4%，所述铁为按重量计不超过大约0.4%，所述锰为按重量计大约O至0.2%，所述镍为按重量计大约O至0.2%并且所述锌为按重量计大约O至0.3%。
5.方案I的铝合金，其中所述硅为按重量计大约8至14%，所述铜为按重量计大约1.0至1.5%，所述镁为按重量计大约0.4至0.55%，所述铁为按重量计不超过大约0.8%，所述锰为按重量计大约O至0.3%，所述镍为按重量计大约O至0.5%并且所述锌为按重量计大约O至0.5%。
6.方案I的铝合金，其中所述铜和所述镁按重量计分别低于大约0.5%和0.2%。
7.形成铸造汽车组件的方法，所述方法包括:
加热一定量的原材料，其至少一部分包含再生原材料，直到其至少相当大部分熔融以变成按重量计大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、?至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、锆、钒、钼和钴组成的组的其它痕量元素和余量的招;
将所述加热量的原材料置于基本限定所述组件的形状的模具中；和
冷却所述熔融量的原材料。
8.方案7的方法，进一步包括:
确定是否存在至少一种合金成分在容限内；和
调节至少一种在所述容限之外的所述合金成分的量。
9.方案7的方法，其中所述组件选自发动机气缸体和气缸盖。
10.方案9的方法，其中所述铝合金包含高延性合金或高疲劳强度合金的至少一种，其中所述硅为按重量计大约5至8%，所述铜为按重量计大约O至1.0%，所述镁为按重量计大约0.2至0.4%，所述铁为按重量计不超过大约0.4%，所述锰为按重量计大约O至0.2%，所述镍为按重量计大约O至0.2%并且所述锌为按重量计大约O至0.3%。
11.方案9的方法，其中所述铝合金包含高抗张强度合金，其中所述硅为按重量计大约8至14%，所述铜为按重量计大约1.0至1.5%，所述镁为按重量计大约0.4至0.55%，所述铁为按重量计不超过大约0.8%，所述锰为按重量计大约O至0.3%，所述镍为按重量计大约O至0.5%并且所述锌为按重量计大约O至0.5%。
12.方案9的方法，其中所述铝合金包含高压压铸合金，其中所述铜和所述镁按重量计分别低于大约0.5%和0.2%。
13.方案7的方法，其中至少大部分的所述余量的铝包含再生铝。
14.方案7的方法，其中所述模具选自砂模、消失模、压铸模、永久(重力)模或其组合。
15.方案7的方法，其中所述加热在炉中进行，所述冷却在模具中进行。
16.方案7的方法，其中所述加热包括过热以基本消除可能存在于所述加热量的原材料中的任何残余原子团簇。
17.验证铝合金的铸造品质的方法，所述方法包括:
接收所述铝合金的样品，其至少一部分包含再生原材料；
生成对应于所述样品中相关位置的微结构图像；
测量所述图像中的至少一种标记;和
将所述标记与所述合金中的至少合金成分或至少一种污染物的存在相互关联。
18.方案17的方法，其中所述接收、生成和测量的至少一种包括进行金相分析。
19.方案18的方法，其中所述金相分析通过微结构图像分析系统来进行，所述系统具有在其中编程的至少一种算法以测量至少一个相分数。
20.方案17的方法，其中所述至少一部分的所述再生原材料包含按重量计为大部分的再生铝。
21.方案17的方法，其中所述铝合金基本由按重量计大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、O至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、错、钥^、钼和钴组成的组的其它痕量元素，以及余量的招组成O
22.方案17的方法，其中所述标记包括铁金属间相体积分数。
【附图说明】
[0011]
在结合以下附图阅读时能够最好地理解本发明的优选实施方案的以下详细描述，在附图中，相同的结构用相同的附图标记来表示，其中:
图1显示了概念性的内燃机用发动机气缸体，其可以用根据本发明的一个方面的材料和铸造方法来制得；
图2A和2B分别显示了新型再生铸造铝合金的计算相图，其显示出随Cu含量而改变的相变，以及剩余的含Cu相，对于319合金的长的固溶处理步骤；
图3显示了含有2%的Cu的铸造铝合金的计算相图，显示出随Mg含量而改变的相变；
图4显示了含有0.5%的Cu的铸造铝合金的计算相图，显示出随Mg含量而改变的相变；
图5显示了通过图像分析测得的孔隙量(porosity content)vs合金中的Cu量；
图6A至6D显示了具有不同Mg添加量的Al-13%S1-0.020%Sr合金的共晶生长形貌的宏观照片；
图7A和7B显不了图6A至6D的合金的不具有枝晶分支的共晶体微细等轴晶粒的两种不同放大倍数的显微照片；
图8A和8B显示了收缩样品的横截面图以及在低Zn(0.1%)与高Zn(0.8%)319合金之间在收缩样品中测得的总收缩率的比较；
图9A至9C显示了 Zn含量分别对319合金的比热、密度和表面张力的影响；
图10显示了Zn对319合金的砂模铸件的缩孔(shrinkage)和砂芯气体(core gas)缺陷的影响；
图1lA和IlB显示了Zn含量对随Zn而改变的使用螺旋型流动性(spiral fluidity)样品和实测流动性样品长度的319合金的流动性的影响；以及
图12显示了可用于量化根据本发明的一个方面的再生铝合金中构成材料的图像分析器。
【具体实施方式】
[0012]
首先参照图1，显示了四缸汽车内燃机气缸体100的简化视图。该气缸体(block)lOO除了其它部分之外还包括曲轴箱110、曲轴轴承120、凸轮轴轴承130(在具有顶置气门和推杆的发动机的情况下)、水冷夹套140、飞轮壳150和气缸膛孔160的部分。这些镗孔160可以包括合金化表面层(未显示)，其与各镗孔160的基底整体成型，或作为尺寸适于牢固安装于其中的单独的插入件或套管成型。气缸体100优选由本文中讨论的再生铝合金铸造，其中该合金优选是Al-Si铸造合金(如合金319、354、356、360、380和390)。在一种优选形式中，由再生铝合金原材料制成的气缸体100的机械性质(如强化、延性、抗疲劳性等等)的提高通过铸造后热处理来实现。在一种特殊形式中，为了表现添加强化元素的益处，铸件(如气缸体100)必须经受优化的固溶处理和时效硬化。否则，该益处是最小的，并且反而对铸造品质造成不利的影响。
[0013]改进的合金强化
接下来参照图2A和2B并基于由热力学模型的计算，必须特别注意具有由高Cu含量的再生原材料(例如含有3-4重量%的Cu的319或380合金)制成的铸件(如图1的气缸体100)，因为它们容易发生收缩和腐蚀。在此类情况下，常规固溶处理温度必须保持低于大约500°C，通常低于490°C以避免初熔。结果，并非所有存在于该合金中的Cu均溶解到所述固溶体中，SP使采用非常长的固溶处理时间(例如高达约20小时)。如特别在图2B中所示，319合金中的含Cu相即使在495°C下热处理24小时后仍然保留。
[0014]事实上，可能仅有大约1.5至2%的Cu溶解在该铝固溶体中，因为Cu在铸态下的溶解度非常低；当铸件在凝固后缓慢冷却时，该值接近于零。此外，初熔问题阻止了固溶体温度进一步提高超过上述数值。此外，大部分存在的Cu在凝固过程中与Fe和其它元素结合，形成在其中铸造组件不经历高温固溶处理的情况下不具有时效响应的金属间相。因此，对于仅施以T5时效过程的铸件(如HPDC制得的组件)而言，Cu含量应当保持较低，优选低于0.5%，以使得所有Cu添加在凝固后保留在Al固溶体中。同样，在对该合金施以充分热处理(T6或T7)的情况下，该Cu含量可以提高至高达2重量％。此外，优选的是控制Cu含量低于1.5重量％，并且对耐腐蚀应用而言甚至低于1.0%，因为该含Cu再生合金的固溶处理温度通常低于500°C。降低的Cu含量还显著降低了该合金的凝固范围，并由此降低了合金的收缩倾向，这也是有利的，如下文中将要讨论的那样。需要耐腐蚀合金的组件的实例包括变速箱外壳、油底壳、发动机罩、轮毂、水栗和油栗、以及船用发动机和发动机组件。
[00?5]由于Cu、Mg通过与Si结合形成Mg/Si沉淀物如β’ ’、β’和平衡态Mg2Si相来充当硬化溶质，其中实际沉淀物类型、量和尺寸取决于时效条件。时效不足往往形成可剪切的β’’沉淀物，而在峰值和过度时效条件下，形成不可剪切的β’和平衡态Mg2Si相。Cu可以与Al、Si和18结合以形成许多亚稳定的沉淀相，如9’41(:11、04101、和0413丨1%(:11。类似于1^/3丨沉淀物，含Cu沉淀物的实际类型、尺寸和量取决于时效条件和合金组成。在铝合金中，Cu或Mg沉淀物造成的强化优于单独的Si造成的强化。
[0016]尽管Mg是用于200°C以下、优选150°C以下的结构应用的Al-Si合金中非常有效的强化元素，其益处直到对该铸件施以适当的固溶处理和时效硬化时才会显露。接着参照图3和4，类似于Cu，在铸态Al基质中的Mg溶解度也非常低，特别是当该铸件在凝固过程中非常缓慢地冷却时，如在砂模铸造过程中所发生的那样。结果，在没有固溶热处理的情况下将不会预期Mg/Si沉淀物造成的强化/硬化。与Cu—样，对仅施以T5时效过程的铸件来说，Mg含量应保持较低，在这种情况下低于0.2%，而在对该铸件施以充分热处理(T6或T7)的情况下，Mg含量可以提高至高达0.55重量％。显著地，最佳Mg添加量取决于该合金中的Cu含量，以及要使用的固溶处理周期。例如，当Cu含量为大约2%时，安全的固溶处理温度为大约500°C。特别如图3中所示那样，Mg在500°C下的最大溶解度为大约0.35%。还要注意的是，当Mg含量高于0.4%时，J1-Al8FeMg3Si6相开始形成。当Cu含量降低至0.5%时，安全的固溶处理温度可以高至520°C，或甚至530°C，由此能够将Mg的最大溶解度提高至0.5%，特别如图4中所示。当Mg增加超过0.5%时，形成显著量的Al8FeMg3Sidg，其难以溶解，即使采用在540°C下的更高固溶处理一段长的时间，如50小时。
[0017]改进的合金可铸性
除了先前讨论过的合金强化改进，添加Cu显著降低了该合金的熔点和共晶温度。因此，Cu添加提高了该合金的凝固范围(solidificat1n freezing range)，并有利于孔隙形成的条件。凝固和在凝固过程中在Al-S1-Cu-Mg再生铸造合金中形成富Cu相的次序可以描述如下: (i)在低于610°C的温度下形成初级α-铝枝状网络，导致剩余液体中Si和Cu浓度的单调升尚O
(ii)在大约560°C(Al-Si共晶温度)下，形成Si和α-Al的共晶混合物，导致剩余液体中Cu含量的进一步升高。
(iii)在大约540°C下，形成Mg2Si和Al8Mg3FeSi6t3但是，当Cu含量大于1.5%时，对于含有0.4重量%的1%的合金而言将不会形成Mg2Si相(这显示在图2中)。
(iv)在大约525°C下，该共晶(有时称为“块体”或“块状”)CuA12相与P-Al5FeSi薄片一起在枝晶间区域中形成。
(V)在大约507°C下，形成CuAl2与散布的α-Al的共晶体。在Mg的存在下，在该温度下还形成了Q相(Al5Mg8Cu2Si6),通常具有超细的共晶结构。通过Sr的存在提高了形成块状CuAl2相的倾向。
[0018]无Cu合金(如Α356)在大约60°C的相对狭窄的温度范围内凝固，并含有接近50%的共晶液。由此，进料最后的共晶液以便凝固相对容易，并且孔隙率水平通常非常低。在含Cu合金(如319和A380)的情况下，Cu将凝固范围扩展至大约105°C，并且二元共晶体的分数显然低于无Cu合金中，由此使得形成缩松的可能性大得多。
[0019]接下来参照图5，显示了对于不同Cu含量的孔隙量(如用图像分析测得的那样)。显然，Cu含量对特定合金(例如Sr改性的Al-7%S1-Cu-0.4%Mg合金)中微孔隙率的影响表明，当Cu含量提高超过0.2%时，发生孔隙量的剧增，而在1%的Cu含量下的孔隙量类似于在含有3%和4%的Cu的合金中在可比枝晶臂间距(DAS)下测得的孔隙量，表明孔隙率在高于1%的Cu含量下倾向于饱和。因此，重要的是确定再生铝合金的Cu含量在怎样的程度下使得原材料改变以控制Cu含量低于I重量％，更优选低于0.5%以尽量减少Cu对该合金收缩的倾向的有害影响。
[0020]如Cu那样，Si赋予铸造铝合金若干优点，其大部分在与改性无关的情况下应用。硅的第一和可能最重要的益处在于其减少了与熔体凝固相关的收缩的量。这是因为固体硅(其具有非密堆积晶体结构)不如该固体硅从其中沉淀的Al-Si液态溶液那么致密。人们普遍认为，收缩几乎与硅含量成正比地降低，在25%的Si下达到零。共晶体的收缩对于亚共晶合金的可铸性是重要的，因为固溶体中的Si实际上提高了初级α-Al枝晶的密度，并因此略微提高了收缩。α-Al的收缩率为大约7%，但是在进料容易的同时发生这种情况;当进料更困难时，该共晶体在后面的阶段中凝固，并且据报道具有大约4%的收缩率。至于收缩缺陷，该共晶合金比亚共晶合金更可铸造。
[0021]与Si相关的第二益处涉及其高熔化潜热。人们通常认为，Si导致铸造铝合金中熔化潜热的提高。更高的来自Si添加的潜热意味着凝固时间延长，并且这改善了通过例如螺旋型流动性试验测得的流动性。已经观察到，在14-16%的Si的范围中，流动性达到最大值。
[0022]通过平面凝固前沿来促进进料。由此，对于纯金属或对于共晶体而言，进料应当比具有宽凝固范围和相关糊状区的合金更容易。由该螺旋型流动性试验发现，Al-Si基合金的流动性在共晶组成附近达到最高。这由两种相关的作用导致。首先，Si含量似乎影响了 α-Al枝晶形貌，高Si含量有利于玫瑰状晶体(rosette)，而低含量有利于典型的α-Al枝晶。通常，玫瑰形α-Al枝晶通过延缓枝晶相干性和降低枝晶臂之间截留的液体的分数而使进料更容易。在高冷却速率过程(如永久模铸和HPDC)中，模具填充更为困难，因为凝固时间减少。但是，由于组成接近共晶，流动性提高。结果，优选对于砂模和熔模铸造(其固有地具有低冷却速率)将Si含量控制在5-9%的范围内，对于永久金属模铸造控制在7-10%，对于HPDCX其往往具有高得多的冷却速率)控制在8_14%。
[0023]如前面的部分所提到的那样，添加Mg是为了提高铸造Al-Si基合金中的抗张强度。尽管如此，当Mg含量由0.4%(如在A356中那样)提高至0.7%(如在A357中那样)，延性显著降低，特别是在其中改性合金包含Sr的情况下。添加Mg对延性的不利影响是更高的基质强度与特别是富Fe的JT-Al sF eMg3S i 6金属间化合物的增加的尺寸和量的组合的结果。还已发现Mg添加影响Al+Si共晶结构。接下来参照图6A至6D，显示了在具有大约2.1°C/mm的温度梯度和0.1毫米/秒的生长速度的稳态凝固下具有不同的Mg添加量的Al-13%S1-0.020%Sr合金的宏观照片。对于未添加Mg的合金(Mg=0%，Gl=2.10 °C /mm，R=0.1 mm/s )，该共晶生长形貌表现为胞状，如图6A中所示。该晶胞间距为大约1.7毫米。但是，不同于其它单相合金，该胞状共晶晶界不是那么直，相反，其具有小的分支，该分支被认为涉及与试样中形成的气泡的相互作用ο特别参照图6B，当向该合金中添加0.35%的Mg(Mg=0.35%，Gl=2.12 °C /mm，R=0.I mm/s)时，形成柱状共晶晶粒，这些具有众所周知(notor1us)的侧面分支，尽管它们并未充分发展。共晶晶粒的初级枝晶晶胞尺寸为大约1.8毫米。特别参照图6C，当Mg添加量高至0.40%(Mg=0.45%，Gl=2.13°C/mm,R=0.1 mm/s)时，该共晶晶粒变成具有0.8毫米的平均晶粒尺寸的等轴枝晶。有趣的是，除了试样边缘外，微孔隙水平显著降低。特别参照图6D，当向该合金中添加0.6重量％的Mg(Mg=0.60%，Gl=2.08°C/mm，R=0.1 mm/s)时，可以观察到定向性晶粒结构特征，这据信是由于具有大致与热流相反的生长方向的的初级α-Al相的成对柱状枝晶导致的，如对于Al-13%S1-0.020%Sr合金(Mg=0.60%，Gl=2.08°C/mm,R=0.1 mm/s)在图7A和7B的显微照片中所显示的那样，显示了不具有枝晶分支的共晶体的微细等轴晶粒。此外，凝固的试样几乎不含有微孔隙。更有趣的是，该共晶结构包括大量具有各种尺寸的小球状晶粒，平均尺寸为0.1毫米。这些小的等轴共晶晶粒不具有分支，表明大量用于共晶成核的非均相位点已经起作用。由此，本发明人确定，在图6D的合金的凝固过程中，α-ΑΙ相的初级枝晶首先生长，突出到液体中，随后大量共晶晶粒连续成核以形成微细的等轴共晶晶粒或晶胞。由本发明人进行的实验所得的上述结果，他们已经推断，添加Mg在相同的凝固条件下显著改变了共晶体的成核与生长。这种Mg对微结构的影响是有价值的，在于其提供了铸造品质的证据，特别是因为其涉及孔隙率水平。
[0024]如上所述，Fe是Al合金中的一种重要杂质，其与Al、S1、Mg和其它微量成分形成脆的复杂金属间化合物。由于这些金属间化合物严重降低了该合金的拉伸延性，并进一步由于它们常常在共晶体的凝固过程中形成，它们通过干扰枝晶间进料来影响可铸性，这又导致了对孔隙率的促进。最常观察到的富Fe化合物是Al5FeSiW-相)，通常在Al-Al5FeS1-Si共晶体中以散布硅薄片或纤维的薄片晶形式存在。如果存在Mn，则Fe形成Al15(Fe，Mn)3Si2(α-相) ， 通常为汉字形状 。同样 ，如果有充足的 Mg 可用，则形成化合物Al8FeMg3Si6(31-相)，如果其在共晶反应过程中形成的话，其具有汉字状外观，或者如果其作为初级沉淀物从液体中形成的话，其具有球状外观。快速凝固细化了 Fe金属间化合物，并且由此，Fe的影响程度取决于该铸造中的凝固速率。
[0025]除了可铸性问题外，这些富Fe金属间化合物通常对耐腐蚀性不利，因为它们构成阴极(cathode pole)(即惰性或高电势组件(noble component of the electricalpotential))。与其它富Fe金属间化合物如α-Α115(Fe ,Mn)3Si2和:π- AlsFeMg3Si6相比，β_Al5FeSi因其高的高电势而对耐腐蚀性更加不利。该合金中高于1.5重量％的提高的Cu含量增加了高电势(noble)Al2Cu相的量，有利于Cu溶解到a-Al15(Fe，Mn)3Si2中。这使得Q-Al15(Fe，Mn)3Si2金属间化合物的电势甚至更高，导致耐腐蚀性降低。
[0026]该P-Al5FeSi富Fe化合物的减少和消除可以通过控制Mn/Fe比和Mn+Fe的总量来实现。在一种优选形式中，对于大多数铸造组件，Mn/Fe比高于0.5，优选高于1.0或更高，并且对于通过HPDC制得的组件，上限为3.0或更低。同样，Mn+Fe的总量应控制在0.4至1.0的范围内以便尽量减少粘模和富Fe金属间化合物对材料延性的不利影响，优选的量为0.4至0.6%。
[0027]高Fe含量(高达约0.8重量％)可以用于金属模铸(包括HPDC)以避免热撕裂和粘模问题，而较低的Fe含量(小于0.5重量％)应当用于其它铸造方法。在Fe的存在下，Mn含量可以保持在一定水平以产生大于0.3的Mn/Fe比，如上所述优选的比率大于0.5。
[0028]接下来参照图8A、8B至10，通常在再生铝铸造合金中(且特别是319)，Zn仅作为可接受的杂质元素存在，其中Zn的上限如果不超过大约3重量％，则通常认为是允许的。虽然通常认为Zn倾向为中性(也就是说，既不提高也不损害合金的性质)，但本发明人认为，Zn不仅影响合金的热性质和物理性质，还影响可铸性和铸造品质。具体而言，本发明人相信，增加的Zn提高了该合金的凝固范围和糊状区的大小，并由此导致在凝固过程中收缩的倾向，如图8A和SB中样品管的坍塌和收缩SC、宏观收缩Smac和微观收缩Smic所显示的那样。增加的Zn还提高了合金密度，且降低了液体表面张力和比热，如图9A至9C中所示。结果，增加的Zn不仅降低了合金表面向砂芯的热释放(在砂模铸造的情况下)，还有助于赶走气泡(如果形成气泡的话)。
[0029]接下来参照图1IA和IIB，存在最佳的Zn含量(具体而言，大约0.4重量％)，在此处可以实现低砂芯气泡和缩松(作为流动性测得)之间的良好平衡。特别地，图1lA显示了用两种不同的319合金测试的两个螺旋型流动性样品，一种具有低Zn含量，另一种具有高Zn含量。通常，更长的螺旋对应于更高的流动性。更高Zn的合金(其对应于图1lA中底部的样品)显示更长的螺旋。当然，如果砂芯气泡是生产中唯一的问题(通常在用于发动机气缸体的精密砂模铸造和用于具有化学粘接砂芯的气缸盖的半永久模铸中)的话，推荐高Zn含量(具体而言，大于0.5但小于0.8重量％)。同样，当缩孔是要解决的唯一或主要问题时，应当采用低Zn含量(小于0.2重量％，且优选小于0.1重量％)。当砂芯气泡和缩孔均存在时，应当考虑最佳的Zn含量(例如大约0.4重量％)。这一逻辑也适用于含有Cu和相对高的铁含量(即大于0.5%)的其它Al-Si合金(其已知具有更高的收缩倾向)。这些包括铝合金308、328、332、333和339。为了促进时效过程(如用于HPDC的时效过程，其中通常仅应用T5处理)，Zn浓度应保持不低于0.5重量％。因此，高流动性合金可以容易地填充具有复杂形状的铸件，即使采用低浇注温度。这在促进短铸模填充时间方面是有益的，并且减少了芯气体渗透到液体金属中的时间。
[0030]再生铸造铝合金还可以含有一种或多种痕量元素如Zr、V、Mo或Co作为铝合金中的杂质。该痕量元素的含量应控制低于0.2重量％。本发明人相信，虽然以小于0.2%的量存在这些痕量元素对于高温性质可能是有益的，如果该浓度变得过高，则合金会导致不合意的低水平的热导率、延性和韧性。
[0031]当在该合金中存在高Si含量(7%至14%，特别是10%至14%)时，应当将Sr添加到该合金中，对于亚共晶合金(即小于12%的Si)优选含量为0.01-0.02重量％，对于过共晶合金(即大于12%的Si )优选含量为0.04-0.05重量％。改变的Si形貌可以改善原材料的延性和断裂韧性。还建议细化初级铝枝晶晶粒和共晶(Al-Si)晶粒以改善可铸性和耐腐蚀性。为此，对于亚共晶体，该合金中的Ti和B含量应分别保持高于0.15重量%和0.005重量％，而对于其中存在大约12-14%的Si的近共晶合金，Sr和B含量应分别控制在大约0.04至大约0.05%和大约0.025% 至大约 0.03%。
[0032]显著地，生产再生铝将需要在各种再循环、熔融、铸造和铸造后步骤过程中利用频繁地测量或分析(如通过化学分析一一如上面提到的ICP—一和图像分析)该合金的组成以确定合金强化成分(如上述的Cu和Mg)、合金可铸性成分(如上述Cu、S1、Mg、Fe、Mn、Zr和痕量的其它元素如Zr、V、Mo和Co)以及共晶晶粒改性剂(如上述的Sr)的浓度是否在根据制造的组件而预先确定的容限内。此外，可能有利的是使由再生原材料产生的液体材料过热(例如如上所述在高达100tC下15至30分钟)。同样，到了这些元素或相关成分的一种或多种可能污染该合金的程度，重要的是分析再生材料的样品以确定是否保持这些严格的容限。在一种形式中，图像分析仪(也称为图像分析系统，如图12中所显示)可用于以与由此类材料铸造的组件的设计需要相称的方式确保该再生铝合金在预先确定的成分组成中。该图像分析仪为计算机化视觉系统I的形式，配置该系统以执行量化材料成分、微结构等等所必需的数据采集、分析和操作。系统I包括计算机10或相关数据处理设备，其包括处理单元11(其可以为一个或多个微处理器或相关处理装置的形式)，一个或多个用于信息输入的机械装置12(包括键盘、鼠标或其它设备，如语音识别接收器(未显示))，以及一个或多个加载器13(其可以为磁或光存储器的形式，或⑶、DVD、USB端口等等形式的相关存储器)，一个或多个显示器屏幕或相关信息输出端14，存储器15和计算机可读程序代码装置(未显示)以处理至少一部分与该铝合金相关的接收信息。如本领域技术人员要理解的那样，存储器15可以是随机存取存储器(RAM，也称为大容量存储器，其可用于临时储存数据)和只读存储器(ROM)形式的指令存储存储器。除了未显示的其它输入形式之外(如通过互联网或相关连接到外部数据来源)，加载器13可以用作将数据或程序指令由一个计算机可用介质(如闪存驱动器或前述CD、DVD或相关介质)加载至另一个(如存储器15)的途径。如本领域技术人员要理解的那样，计算机10可以作为自主的(即独立的)单元存在，或可以是更大的网络的一部分，如云计算中遇到的那些，其中各种计算、软件、数据存取和存储服务可以驻留在不同的物理位置。计算资源的这种分离不影响将这样的系统归类为计算机。
[0033]在一种特殊形式中，含有分析合金成分所需的算法和公式的计算机可读程序代码可以加载到作为存储器15的一部分的ROM中。此类计算机可读程序代码还可以作为制造制品的一部分形成，以使得该代码中包含的指令位于可读磁盘或可读光盘或其它相关的非临时性、机械可读介质如闪存设备、CD、DVD、EEPR0M、软盘或能够储存机器可执行指令和数据结构的其它此类介质上。这样的介质能够通过计算机10或具有处理单元11 (所述处理单元11用于翻译来自该计算机可读程序代码的指令)的其它电子设备来访问。如计算机领域的技术人员理解的那样，构成图像分析系统I的一部分的计算机10可以附加地包括额外的芯片组，以及用于在处理单元11和其它装置(如前述输入端、输出端和存储器装置)之间传送数据和相关信息的总线和相关布线。在已经将该程序代码装置装载到ROM中时，系统I的计算机10成为配置成以本文中所述方式确定铸造组件的元素组成的具有特定用途的机器。在另一方面，系统I可以仅仅是指令码(包括各种程序模块(未显示)的指令码)，而在又一方面，系统I可以同时包括指令码和计算机可读介质，如上文提到的那些。
[0034]本领域技术人员还要理解的是，除了在输入端12中所描述的手工输入方法之外，还存在接收数据和相关信息的其它方法(尤其在其中输入大量数据的情况下)，并且用于提供此类数据以允许处理单元11对其进行操作的任何常规装置在本发明的范围内。因此，输入端12还可以为高吞吐量数据线形式(包括上面提到的互联网连接)以便将大量代码、输入数据或其它信息接收到存储器15中。信息输出端14经配置以向使用者(例如当信息输出端14为所示的屏幕形式时)或向另一程序或模块传送涉及所需铸造方法的信息。本领域技术人员同样要理解的是，与输入端12和输出端14相关的特征可以结合到单一功能单元中，如图形用户界面(GUI)。
[0035]该IA系统I用于从图像5中提取信息，特别是使用金相技术获得该铸件样品或相关材料试样的图像。从准备(例如抛光)金相样品开始，显微镜20或相关扫描仪或视觉采集设备用于在输出端14上放大和显示由摄像机30捕获的图像5。通常，通过使用电控载物台40和载物台模式(stage pattern)50捕获许多图像5。随后在构成图像分析软件(图像分析软件可储存在存储器15或其它合适的计算机可读介质中)的基于计算机的程序或算法60(以用户可读形式显示在显示器上)中对这些数字化图像5进行灰度阈值化。载物台控制器70(其使用操纵杆状控制)可用于通过三维(笛卡尔坐标)系列的x、y和z(焦点)载物台运动在显微镜20中将材料样品的显微照片由一个场移动至另一个场。这使得能够移动穿过载物台模式50以允许在整个样品上分析多个场。该自动化载物台模式50—一其包括自动对焦功能一一能够在短时间内捕获大量数据。载物台控制器70的操纵杆能够在通过显微镜20的目镜观察样品的同时移动该载物台，以帮助在其上进行本发明的分析的特定区域的选择。
[0036]除了分析之外，根据所制得的合金的预期最终用途，制造再生铝将需要利用熔融或再循环步骤过程中按需添加或调节合金组成。可以通过添加初级再循环合金成分或预先制造的母合金来进行附加调节。在一种形式中，从该IA系统I搜集的成分信息可用于确定在该合金铸造或相关制备步骤中需要包含怎样的添加剂(以及以怎样的量)。
[0037]至少在以生产为基础的环境中，本发明人相信具有ICP的谱仪是分析组成的优选方式，这在其中使用再生铝合金的情况下将是特别有益的，因为在初生合金中存在的普通原材料的品质控制可能无法使用或并不那么灵敏。这种方法特别适于识别以极低浓度存在的成分金属。在一种形式中，可以用ICP识别低至千万亿分之一的浓度。
[0038]要注意的是，类似“优选”、“普遍”和“通常”的术语在本文中不用于限制所要求保护的发明的范围或暗示某些特征对所要求保护的发明的结构或功能是关键的、必要的或甚至重要的。相反，这些术语仅意在突出在本发明的特定实施方案中可能采用或不采用的替代或附加特征。同样地，诸如“基本上”的术语用于表示可能归因于任何定量比较、值、测量或其它表示法的不确定性的固有程度。其还用于表示定量表示法由规定的参考值变化而不改变所述主题的基本功能的程度。
[0039]已经参照其特定实施方案详细地描述了本发明，明显的是，有可能在不离开所附权利要求中限定的本发明的范围的情况下进行修改和变化。更具体而言，尽管本发明的某些方面在本文中被确定为优选的或特别有利的，但是预期本发明不一定限于本发明的这些优选方面。
【主权项】
1.基本由按重量计大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至I.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、O至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、错、银、钼和钴组成的组的其它痕量元素和余量的铝的原材料组成的铝合金，其中至少一部分的所述余量的铝包含再生铝。2.权利要求1的铝合金，其中至少大部分的所述余量的铝包含再生铝。3.权利要求1的铝合金，其中基本全部的所述余量的铝包含再生铝。4.权利要求1的铝合金，其中所述硅为按重量计大约5至8%，所述铜为按重量计大约O至1.0%，所述镁为按重量计大约0.2至0.4%，所述铁为按重量计不超过大约0.4%，所述锰为按重量计大约O至0.2%，所述镍为按重量计大约O至0.2%并且所述锌为按重量计大约O至0.3%。5.权利要求1的铝合金，其中所述硅为按重量计大约8至14%，所述铜为按重量计大约1.0至1.5%，所述镁为按重量计大约0.4至0.55%，所述铁为按重量计不超过大约0.8%，所述锰为按重量计大约O至0.3%，所述镍为按重量计大约O至0.5%并且所述锌为按重量计大约O至0.5%。6.权利要求1的铝合金，其中所述铜和所述镁按重量计分别低于大约0.5%和0.2%。7.形成铸造汽车组件的方法，所述方法包括: 加热一定量的原材料，其至少一部分包含再生原材料，直到其至少相当大部分熔融以变成按重量计大约5至14%的硅、O至1.5%的铜、0.2至0.55%的镁、0.2至1.2%的铁、0.1至0.6%的锰、O至0.5%的镍、?至0.8%的锌、O至0.2%的选自基本由钛、锆、钒、钼和钴组成的组的其它痕量元素和余量的招; 将所述加热量的原材料置于基本限定所述组件的形状的模具中；和 冷却所述熔融量的原材料。8.权利要求7的方法，进一步包括: 确定是否存在至少一种合金成分在容限内；和 调节至少一种在所述容限之外的所述合金成分的量。9.权利要求7的方法，其中所述组件选自发动机气缸体和气缸盖。10.权利要求9的方法，其中所述铝合金包含高延性合金或高疲劳强度合金的至少一种，其中所述硅为按重量计大约5至8%，所述铜为按重量计大约O至1.0%，所述镁为按重量计大约0.2至0.4%，所述铁为按重量计不超过大约0.4%，所述锰为按重量计大约O至0.2%，所述镍为按重量计大约O至0.2%并且所述锌为按重量计大约O至0.3%。
【文档编号】C22C21/02GK105925856SQ201610107318
【公开日】2016年9月7日
【申请日】2016年2月26日
【发明人】Q.王, J.R.特劳布, M.J.沃克, A.K.萨赫德夫
【申请人】通用汽车环球科技运作有限责任公司