專利名稱：鋁合金高壓壓鑄件的熱處理的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及高壓壓鑄的可時效硬化的鋁合金鑄件的熱處理方法。
背景技術：
高壓壓鑄(HPDC)廣泛用于大規(guī)模生產(chǎn)要求具有精確的尺寸公差和光滑的表面光潔度的金屬元件。但是，一個缺點是通過傳統(tǒng)HPDC生產(chǎn)的部件是相對多孔的。由于凝固期間的收縮的孔隙結構(porosity)，以及夾帶的氣體如空氣、由壓模壁潤滑劑分解形成的氫氣或蒸氣的存在而引起內部孔隙。
認為由HPDC鋁合金制成的鑄件經(jīng)不起熱處理。這是因為包含氣體或氣體形成化合物的內部孔隙在傳統(tǒng)的高溫(例如500℃)下固溶處理期間膨脹從而導致在鑄件上形成表面泡疤(blister)。這些泡疤的存在在外觀上是不可接受的。此外，高溫固溶處理期間內部孔隙的膨脹可能對受影響的高壓壓鑄件的尺寸穩(wěn)定性和機械性能都有不利的影響。
如在The Aluminium Association and The Minerals，Metals andMaterials Society出版的Altenpohl“AluminiumTechnology，Applications，and Environment”(第6版)中所討論(參見第96-98頁)，其中公開了使高壓壓鑄件變?yōu)橄鄬o孔并因此可以無起泡(blisting)地進行熱處理的技術。這些技術包括真空壓鑄、無孔壓鑄、壓擠鑄造和觸變鑄造(thixocasting)，所有這些技術都涉及成本缺點。
在這些技術中，為了減少鑄件內的孔隙結構而最經(jīng)常應用真空系統(tǒng)。在許多情況中，孔隙結構的殘留水平仍過高因而不允許熱處理。但是，也存在一些例外。
例如，Lin等人的美國專利6773666中公開了一種能夠利用Alcoa的AVDC壓鑄技術進行高壓壓鑄從而在所得鑄件中產(chǎn)生極低孔隙結構的改良的Al-Si-Mg-Mn合金。該合金的組成包含小于0.15的Fe、小于0.3的Ti、小于0.04的Sr并且基本上無銅、無鉻且無鈹。鑄造合金AA357以及澳大利亞鑄造合金命名CA601和CA603(AluminiumStandards and Data-Ingots and Castings，1997)與此相似。AVDC方法使用非常高的真空壓力來制造相對無孔并且據(jù)報道是可焊接且可熱處理的元件(參見例如http://www.alcoa.com/locations/germanysoest/en/about/avdc.asp，2005)。在Lin等人的現(xiàn)有技術中，通過X-射線分析來檢查鑄件并且發(fā)現(xiàn)其在孔隙結構含量方面處于優(yōu)異的狀態(tài)。認為如下處理可獲得勝任航空航天應用的性能高真空鑄造技術，隨后是從950-1020(510-549℃)固溶處理10-45分鐘的熱處理階段，在70-170(環(huán)境溫度至77℃)的水中淬火并且在320-360(160-182℃)下人工時效1-5h。遵循該現(xiàn)有技術中教導的熱處理程序，據(jù)報道在所檢查的合金表面上出現(xiàn)較少的起泡，并且認為這是由夾帶的潤滑劑引起的。但是，揭示出該合金具有高的結構完整性并且被認為適合于航空航天應用。
在Miki的美國專利4104089中公開了減少或者去除孔隙結構并因此便于熱處理的技術的另一實例，其中能夠在無孔的壓鑄過程之后對Al-Si-Mg-Mn合金制造的元件進行常規(guī)的熱處理。該壓鑄過程明顯是以Radtke等人的美國專利3382910的早期工作為基礎，其中用反應性氣體清洗與熔融金屬結合的模腔以便降低所得鑄件中的孔隙結構水平。
傳統(tǒng)的鋁合金熱處理程序通常涉及下面三個階段(1)在低于合金熔點的相對高的溫度下固溶處理，通常持續(xù)超過8小時或更長的時間來溶解其合金化(溶質)元素并且均勻化或者調節(jié)顯微組織；(2)快速冷卻或淬火，例如在冷水或熱水中，以使溶質元素保留在過飽和的固溶體中；以及(3)通過將合金保持在適于通過析出來實現(xiàn)硬化或者強化的一個溫度下，有時還保持在第二溫度下持續(xù)一段時間來時效合金。
由于進入過飽和固溶體中的溶質形成析出物，該析出物細分散在整個晶粒中并且通過滑動過程增加了合金的抗變形能力，從而發(fā)生由時效引起的強化。當時效處理導致形成至少一種這些細析出物的臨界分散時發(fā)生最大程度的硬化或強化。
上述熱處理程序的一種替代是被稱作T5狀態(tài)的技術。在此情形中，在鑄造后立即將合金淬火，同時其保留其升高溫度的一部分，然后進行人工時效以產(chǎn)生更加適度的性能改進。
固溶處理條件對于不同的合金系統(tǒng)是不同的。典型地，對于基于Al-Si-X的鑄造合金，在525℃-540℃下進行固溶處理持續(xù)幾個小時使合金內的Si顆粒適當球化并且實現(xiàn)適于熱處理的適當?shù)娘柡凸倘荏w。例如，Metals Handbook，第9版，第15卷，第758-759頁提供了典型用于固溶處理鑄造合金以提供這些變化的時間和溫度。典型地，給出對于Al-Si-X基合金的固溶處理時間為4至12小時，并且對于許多合金為8小時或更長，這取決于具體的合金和固溶處理溫度。一般認為固溶處理的時間在合金一旦達到所需固溶處理溫度的小邊界范圍內(例如10℃內)時開始，并且該時間可以隨加熱爐的特性和荷載量而變化。但是，如果應用于傳統(tǒng)的鋁合金高壓壓鑄件，由于這種方法會在壓鑄件上引起大量不可接受的表面起泡因而該方法是不合適的。
發(fā)明概述本發(fā)明提供了一種用于熱處理可時效硬化鋁合金的高壓壓鑄件(HPDC)的方法，該方法無需使用如Altenpohl和其它資料中所討論的較為昂貴的替代的元件制造技術。本發(fā)明可應用于所有可時效硬化的鋁合金HPDC鑄件，但是特別適用于那些包含來自壓鑄過程的內部孔隙殘留的鑄件。通過可被認為是傳統(tǒng)或者常用的HPDC技術，例如使用冷腔壓鑄機，可以制造鑄件而無需確定所得鑄件中的孔隙結構水平以便選擇那些充分無孔從而可經(jīng)受常規(guī)熱處理的鑄件。即，在壓力下鑄造合金以填充壓模中一個或多個型腔，而不用施用從壓模腔中抽出空氣的高真空并且不使用反應性氣體從壓模腔中除去空氣。因此，能夠在鑄造開始時暴露于自然的周圍大氣并且處于環(huán)境氣體壓力下的壓模中鑄造該合金。結果，可應用本發(fā)明的鑄件的特征在于存在孔隙結構。可以通過幾種技術來確定孔隙結構的存在。例如，鑄造狀態(tài)合金的橫截面光學顯微分析將揭示出孔隙結構。X-射線照相術也將揭示出孔隙結構，但僅限于可分辨或者足夠大以至容易被看到的孔隙結構。
本發(fā)明提供了一種用于熱處理由可時效硬化鋁合金高壓壓鑄制造的鑄件的方法，其中所述方法包括如下步驟(a)通過將鑄件加熱至能夠使溶質元素進入固溶體的溫度范圍內來固溶處理鑄件；(b)通過將鑄件淬火至低于100℃的溫度來冷卻鑄件以終止步驟(a)；及(c)通過將鑄件保持在能夠自然或人工時效的溫度范圍內對步驟(b)之后的鑄件進行時效；其中進行步驟(a)來實現(xiàn)一定的溶質元素固溶水平，使得能夠時效硬化而鑄件中的孔隙不會膨脹從而引起鑄件不可接受的起泡。
在一種形式中，本發(fā)明提供了一種用于熱處理典型表現(xiàn)出孔隙結構的可時效硬化鋁合金的高壓壓鑄件的方法，其中所述方法包括如下步驟(a)將壓鑄件加熱至允許溶質元素進入固溶體(固溶處理)的溫度范圍內，其中所述加熱是(i)加熱至低于鑄件合金固相線熔化溫度20-150℃的范圍內(ii)持續(xù)小于30分鐘的一段時間；(b)通過在0至100℃溫度的流體淬火劑中對鑄件淬火將鑄件從步驟(a)的溫度范圍冷卻；(c)通過將鑄件保持在能夠時效的溫度范圍內來時效來自于步驟(b)的淬火鑄件，該時效可產(chǎn)生表現(xiàn)出合金硬化或強化的時效硬化鑄件，由此使時效硬化鑄件的起泡基本上最少或者防止起泡。
步驟(b)中的淬火可以是淬火到適于步驟(c)中的強化的溫度。步驟(c)中的時效可以是自然時效或者人工時效。因此，在前者情形中，可以將合金保持在環(huán)境溫度下，即保持在0℃-45℃，例如15℃-25℃的一般大氣溫度下，從而不必加熱?？蛇x地，可以通過加熱到高于環(huán)境溫度來人工時效鑄件。優(yōu)選通過50℃-250℃范圍內，最優(yōu)選130℃-220℃范圍內的加熱來進行人工時效。
步驟(a)中加熱的持續(xù)時間可以包括加熱至低于固相線熔化溫度20-150℃范圍的下限的時間。達到該范圍時，可以將鑄件保持在該范圍內的一個或多個溫度水平下持續(xù)小于30分鐘的一段時間?？蛇x地，階段(a)中鑄件的加熱可以是特定溫度范圍內的非等溫的。
可以至少部分以非等溫方式，或者基本上完全以非等溫方式進行步驟(a)?？蛇x地，可以基本上以等溫方式進行步驟(a)。
在鑄件接受人工時效的步驟(c)中，可以將鑄件保持在人工時效溫度范圍內的一個或多個溫度水平下，或者可以例如通過使鑄件的溫度逐漸上升至該范圍內的最大值以非等溫方式進行時效。
可以進行步驟(c)，使得時效硬化的鑄件處于欠時效狀態(tài)、峰值時效狀態(tài)或者過時效狀態(tài)，每種情形均與完全T6狀態(tài)相比。在本發(fā)明的方法中，可以在步驟(b)和步驟(c)之間冷加工鑄件?？梢酝ㄟ^淬火將鑄件從步驟(c)的時效溫度冷卻，其中步驟(c)提供了人工時效?？蛇x地，例如通過在空氣或者另一種介質中緩慢冷卻，可以將鑄件從步驟(b)中的人工時效溫度緩慢冷卻。步驟(c)后的鑄件典型不發(fā)生從其鑄造狀態(tài)的尺寸變化。
對于傳統(tǒng)的熱處理，固溶處理溫度下的時間使合金均勻化并且形成最大溶質含量的固溶體。相反，在本發(fā)明的步驟(a)中，由于所使用的短的時間范圍合金沒有被完全均勻化或者平衡，并且在該溫度下經(jīng)過給定的持續(xù)時間，據(jù)期所形成的固溶體不會完全處于平衡。即，該固溶處理相對于鋁合金熱處理的當前實踐在效果上是不完全的。
可以通過傳統(tǒng)或者常用的高壓壓鑄技術來制造從本發(fā)明得到的熱處理鑄件，其中壓模腔基本上完全被熔化的合金填充。因為在該技術中不施用高真空從壓模腔中抽出空氣，所以合金中的湍流可能產(chǎn)生夾帶的氣體和內部孔隙結構。還可以通過轉讓給本發(fā)明受讓人的Cope等人的國際專利申請WO026062中公開的技術的變體來制造鑄件。在Cope等人的技術中，壓模腔被半固態(tài)合金的前沿填充并且所得的孔隙結構更細地分散在合金內。但是，通過傳統(tǒng)或常用的HP壓鑄技術的這種變體制造的鑄件的熱處理在一些情況中也會導致產(chǎn)生起泡，從而該變體的鑄件也從本發(fā)明的應用中受益。
本發(fā)明的方法可以應用于從任何可時效硬化的鋁合金制造的高壓壓鑄件。但是，本發(fā)明最適合的合金是具有4.5-20重量％Si、0.05-5.5重量％Cu、0.1-2.5重量％Fe和0.01-1.5重量％Mg的Al-Si合金。該合金任選可以包含至多1.5重量％的Ni、至多1重量％的Mn和至多3.5重量％的Zn中的至少一種。在每種情形中，除偶然雜質之外的余量包含鋁?？梢源嬖诘呐既浑s質包括但不局限于Ti、B、Be、Cr、Sn、Pb、Sr、Bi、In、Cd、Ag、Zr、Ca、其它過渡金屬元素、其它稀土元素和稀土化合物、碳化物、氧化物、氮化物、酸酐以及這些化合物的混合物。偶然雜質從鑄件到鑄件可以不同并且它們的存在不會顯著損害本發(fā)明。
特別是對于那些Al-Si合金的鑄件，在步驟(a)前可以將鑄件預熱到100℃-350℃范圍內的溫度，從而使加熱至步驟(a)的適當溫度范圍所需的時間最短。
對于這些Al-Si合金，硅在本發(fā)明的方法中起著重要的作用，如下文所述。
如本文所述，通過本發(fā)明方法熱處理的鑄件在低于鑄件合金固相線熔化溫度20-150℃的溫度范圍中接受固溶處理持續(xù)小于30分鐘的一段時間。在該溫度范圍內的固溶處理時間可以小于20分鐘并且優(yōu)選不超過15分鐘，例如2-15分鐘。
當將鑄件放入0至100℃范圍內的較高溫度下的水中進行淬火時，鑄件可以具有大的熱能含量。在此情況下，如果需要可以將合金從較高的溫度快速冷卻。
在本發(fā)明方法的步驟(a)開始之前，將鑄件稱作“鑄造狀態(tài)的”，意指它已經(jīng)在傳統(tǒng)的高壓壓鑄機中高壓壓鑄，且不需要使用施加的高真空或者反應性氣體。在步驟(a)開始之前，合金可以處于環(huán)境溫度或者如果它被預熱或者它從鑄造過程保留了一些熱能，處于更高的中間溫度例如200℃-350℃。在步驟(a)期間，根據(jù)本發(fā)明將合金加熱至合適的溫度范圍，持續(xù)合適的時間來進行固溶處理步驟。在步驟(b)后，可以將鑄件稱作是“固溶處理的”或者“固溶處理且淬火的”。在步驟(c)后，將鑄件稱作是“析出硬化的”或者“時效硬化的”。
向表現(xiàn)出正常孔隙結構的HPDC施用本發(fā)明所述的熱處理后，表面起泡被令人驚奇地最小化或者完全不存在。元件保持尺寸上的穩(wěn)定并且可以表現(xiàn)出機械性能的大的增加。
附圖簡述

圖1是傳統(tǒng)的高壓壓鑄合金的橫截面顯微照片，顯示出其顯微組織中包含的孔隙結構；圖2顯示了表示在使用澳大利亞命名合金CA313和CA605可時效硬化合金時本發(fā)明固溶處理加熱循環(huán)的實例的曲線圖。
圖3是合金CA605可時效硬化合金的一系列9個相似制造的鑄件3(a)-3(i)的表面外觀的照片，鑄件3(a)顯示了鑄造狀態(tài)而鑄件3(b)-3(i)顯示了各自熱處理后的狀態(tài)；圖4是分別拍攝自圖3的鑄件3(a)-3(i)的橫截面中的一組顯微照片4(a)-4(i)；圖5顯示了圖3的鑄件3(b)-3(i)在各自的固溶處理和時效后在180℃下的硬度對人工時效時間的曲線；圖6是圖3中所示合金的第二系列四個相似制造的鑄件6(a)-6(d)的照片，鑄件6(a)顯示了鑄造狀態(tài)而鑄件6(b)-6(d)顯示了在共同的固溶處理溫度下經(jīng)過各自增加的時間后的狀態(tài)；圖7顯示了圖6的鑄件6(b)和6(c)在180℃下的硬度對時效硬化時間的曲線；
圖8是CA313可時效硬化HPDC鋁合金的一系列10個相似制造的鑄件8(a)-8(j)的照片，鑄件8(a)顯示了鑄造狀態(tài)而鑄件8(b)-8(j)顯示了各自固溶處理后的狀態(tài)；圖9是分別拍攝自圖8中的鑄件8(a)-8(j)的橫截面的一組顯微照片9(a)-9(j)；圖10顯示了圖8的鑄件8(b)-8(j)的合金在鑄件各自的固溶處理后在150℃下的硬度對人工時效時間的曲線；圖11是顯示了在150℃下時效至多24h的與圖10相同數(shù)據(jù)的曲線，其中圖8的鑄件8(b)-8(j)的各條曲線顯示了在時效溫度下硬度隨時間的增加；圖12是一系列8個鑄件12(a)-12(h)的照片，這些鑄件與圖8a中所示的鑄件相似制造并且是CA313合金的鑄件，鑄件12(a)顯示了鑄造狀態(tài)而鑄件12(b)-12(h)顯示了在共同的固溶處理溫度下經(jīng)過各自固溶處理時間后的狀態(tài)；圖13顯示了與鑄件12(c)相應的鑄件的拉伸性質的散點圖，該鑄件由慢或高注射速度的高壓壓鑄制造；圖14是處于時效硬化狀態(tài)下的另一系列CA313合金鑄件的熱處理后強度對固溶處理溫度的曲線；圖15是商品合金CA313的時效硬化響應曲線，其中對于相同的固溶處理時間，在HPDC樣品和相同合金的鑄錠樣品之間比較時效情況；圖16是合金CA313的時效硬化響應曲線，其中時效的進行或者沒有不連續(xù)的固溶處理步驟(T5狀態(tài))，或者根據(jù)本發(fā)明在T4狀態(tài)或T6狀態(tài)之前具有不連續(xù)的固溶處理步驟；圖17是商品合金CA313的時效硬化響應曲線，其中在各自的溫度下進行固溶處理后的時效；圖18是通過HPDC制造的另一種可時效硬化的鋁合金的時效硬化響應曲線；圖19是對于鑄造狀態(tài)、T4和T6狀態(tài)，在HPDC CA313合金樣品的3點彎曲中進行的對比疲勞試驗的曲線，其中根據(jù)本發(fā)明制備T4和T6狀態(tài)；圖20是通過常規(guī)HPDC鑄造的適當組成范圍內的鋁合金CA605和CA313、以及熱處理至根據(jù)本發(fā)明產(chǎn)生的不同狀態(tài)的相同組成范圍鑄件的0.2％屈服應力對拉伸強度的曲線；圖21是對于鑄造狀態(tài)的合金和根據(jù)本發(fā)明熱處理至不同狀態(tài)的合金的0.2％屈服應力對伸長率(破壞時的應變百分比)的曲線；圖22是工業(yè)上生產(chǎn)的壁厚～15mm的部件的X-射線照片，顯示了在由CA605合金制造的具有8mm直徑的螺栓孔的鑄件附近的樣品內的孔隙結構；圖23和24是分別在鑄件邊緣和中央處從CA313合金的高壓壓鑄件橫截面中拍攝的光學顯微照片；圖25和26分別與圖23和24對應，但是顯示了依照本發(fā)明方法的階段(a)固溶處理后鑄件的顯微組織；圖27顯示了在例如如圖25中所示的邊緣區(qū)域處，在固溶處理溫度下，對于來自每個數(shù)據(jù)點5個獨立區(qū)域的固定面積122063μm2，平均硅顆粒面積和硅顆粒數(shù)量對時間的曲線；圖28與圖27相似，然而是關于圖26所示鑄件的中心；圖29和30顯示了鑄件在圖23-26各個狀態(tài)下的背散射掃描電子顯微鏡(SEM)圖像；圖31顯示了圖23、24和圖29的鑄件在鑄造狀態(tài)下的透射電子顯微鏡(TEM)圖像；并且圖32與圖31相似，但是顯示了根據(jù)本發(fā)明處理為T6狀態(tài)的合金。
圖1是拍攝自CA313合金的圓柱形拉伸樣品的頭部部分的顯微照片，該合金是通過HPDC技術以26m/s的注射速度(稱作澆口處的金屬速度)制造。在不使用外加的高真空或者反應性氣體的情況下，使用傳統(tǒng)的冷腔機器。顯微照片顯示了許多傳統(tǒng)HPDC所典型具有的孔隙結構，并且表現(xiàn)出從僅幾微米尺寸直至幾百微米尺寸的孔尺寸范圍。應該理解的是在給定的HPDC中孔隙結構的水平和尺寸可以從鑄件到鑄件廣泛地變化。
圖2的曲線顯示了本發(fā)明實施例的典型固溶處理加熱循環(huán)。以箭頭標記為“A”的曲線顯示了將熱電偶放入沒有加入樣品的加熱爐中獲得的加熱循環(huán)，用箭頭標記為“A”。以箭頭標記為“B”的曲線也顯示了將熱電偶牢固地嵌入到樣品內的直徑12.2mm的圓柱形區(qū)段中點處所獲得的重量約25g的較小HPDC樣品的加熱速率。對于這種樣品的尺寸和類型，固溶處理步驟加熱的總時間為15分鐘(900秒)。該樣品由固相線溫度接近540℃的HPDC合金CA313構成。將該合金放入設置為490℃的熱爐中。樣品在130秒內達到390℃(低于固相線約150℃)，然后在隨后的290秒內繼續(xù)升溫至其最終的給定溫度490℃。達到設定溫度所用的總時間為420秒，或者7分鐘。
圖2還顯示了以箭頭標記為“C”的曲線，描繪了在兩個位置牢固嵌入于大的HPDC樣品內的熱電偶的加熱循環(huán)，一個位置是直接處在加熱爐的強制氣流中的樣品部分而另一個處在完全與強制氣流隔絕的樣品部分中。較大樣品的質量是550g，并且最大壁厚為15.2mm。實驗發(fā)現(xiàn)樣品顯示出一定的尺寸不穩(wěn)定性并且對于475℃的爐設定溫度在總的爐浸時間等于或大于30分鐘時起泡，但是在20分鐘的總爐浸時間時不起泡。該合金是固相線溫度接近555℃的CA605鑄造合金。合金在置于熱爐中450秒(7.5分鐘)內達到395℃。合金繼續(xù)升高溫度直至1140秒的浸入時間(19分鐘)。然后，在水淬之前將樣品在475℃下保持60秒鐘。在此情況下，固溶處理階段實際上是非等溫的。
對于圖2中所跟蹤的樣品，在所示的固溶處理循環(huán)和從所示的固溶處理溫度和時間淬火后，CA313和CA605合金在人工(T6)時效期間都表現(xiàn)出強的時效硬化響應。
從圖2中可以清楚，令人意外的是在本發(fā)明中等溫固溶處理中樣品花費的時間沒有特定溫度范圍內花費的時間、以及淬火前所達到的最終溫度重要，因為許多固溶處理過程是以非等溫方式進行的。作為根據(jù)本發(fā)明方法處理的結果，當隨后通過公知的熱處理技術時效硬化時，HPDC樣品沒有泡疤。
通過HPDC技術，使用傳統(tǒng)的冷腔機器在不施加真空或者使用反應性氣體的情況下制造圖3中所示的鑄件3(a)-3(i)。因此，在每個鑄造循環(huán)的開始，壓模腔處于環(huán)境壓力下并且包含能夠在壓模腔填充期間被熔融合金部分取代并且部分夾帶的空氣。因此，從名義固相線溫度為約555℃并且包含(以重量％計)Al-9Si，0.7Fe-0.6Mg-0.3Cu-0.1Mn-0.2Zn-(總量＜0.2的其它元素)的常規(guī)澳大利亞命名CA605合金，在導致它們表現(xiàn)出內部孔隙結構的條件下制造鑄件。這些條件包括從澆口至澆鑄腔的約26m/s的慢注射速度。
認為當通過用于圖3的鑄件的HPDC技術制造時CA605合金組成的鑄件經(jīng)不起時效硬化熱處理。這是因為在高溫(例如525-540℃)下的固溶處理期間內部孔隙的膨脹會引起表面起泡。
圖3中所示的鑄件是總長度為100mm的拉伸試驗棒。它們具有33mm長且5.55mm直徑的中央計量段，該中央計量段通過過渡段與27mm長且12.2mm直徑的各自的頭部部分結合。在圖3所示的鑄件中，鑄件3(a)處于鑄造狀態(tài)，而鑄件3(b)-3(i)顯示了各自的固溶處理后的狀態(tài)。這些固溶處理列于表I中。
表I圖3中鑄件的固溶處理鑄件固溶處理溫度時間3(b)545℃16h3(c)545℃0.25h3(d)535℃0.25h3(e)525℃0.25h3(f)515℃0.25h3(g)505℃0.25h3(h)495℃0.25h3(i)485℃0.25h鑄件3(a)表現(xiàn)出鋁合金高壓壓鑄件的高品質光潔度特性。鑄造狀態(tài)下的每個鑄件3(b)-3(i)均表現(xiàn)出相同的高品質表面光潔度并且是隨機選自與圖3(a)所示相同的鑄件批次。在低于名義固相線約10℃的545℃下固溶處理16小時后的鑄件3(b)在其整個表面上顯示出顯著的起泡。這是由于夾帶的內部氣孔膨脹引起的，在此情況下在固溶處理溫度下可能接近其最大體積膨脹。另外，樣品尺寸的測量顯示出長度和寬度的顯著增加，這是導致尺寸不穩(wěn)定的高溫蠕變過程的特征。與鑄件3(b)相反，在545℃下固溶處理僅15分鐘(包括加熱到該溫度)后的鑄件3(c)表現(xiàn)出大大降低的起泡水平，盡管該水平仍是不可接受的并且仍然發(fā)生一些高溫蠕變。鑄件3(d)顯示了進一步的改進，在535℃下固溶處理0.25h(包括加熱至該溫度下)該鑄件基本上沒有任何起泡；而鑄件3(e)-3(i)也是無泡疤的并且表面光潔度與鑄件3(a)相當。鑄件3(b)-3(i)表明當降低鑄件的固溶處理溫度和/或總時間時，泡疤形成的發(fā)生和趨勢相應降低。
圖4顯示了從圖3的各個鑄件3(a)-3(i)制備的內部部分的顯微照片4(a)-4(i)。這些照片顯示了對于不同熱處理條件孔隙結構水平的差異。圖4還顯示了可能由熱處理引起的起泡的水平，以及其如何通過本發(fā)明進行控制。圖4(a)顯示了鑄造合金3(a)中存在的孔隙結構，這對于固溶處理前鑄造狀態(tài)中的每個鑄件4(a)-4(i)也是典型的。圖4(b)-4(f)表示了因為固溶處理發(fā)生的孔隙的膨脹。在圖4(b)的情況中，膨脹非常大并且導致表面上的嚴重起泡以及如圖3中所示的鑄件3(b)中明顯的高溫蠕變。圖4(c)也顯示了孔隙的顯著膨脹，但是當與鑄件3(b)比較時，這導致鑄件3(c)所示的大大降低的起泡水平。圖4(d)-4(f)表現(xiàn)出顯著但降低的孔隙膨脹水平，這已經(jīng)不足以引起如鑄件3(d)-3(f)所示的顯著起泡。圖4(g)-4(i)顯示了即便有也很少的可分辨的孔隙膨脹，這與高品質無泡疤的鑄件3(g)-3(i)是一致的。
圖5顯示了對于圖3的每個鑄件3(b)-3(i)，當在固溶處理后于180℃下時效時，合金CA605對析出硬化的響應。對于每個鑄件3(b)-3(i)在圖5中繪出的點的區(qū)分是根據(jù)圖5右邊所示的圖例以降序從以實心菱形表示的在545℃下16h的3(b)到以輪廓三角形表示的在485℃下0.25h的3(i)。如圖5對鑄件3(b)-3(g)所示，獲得峰值硬度的時效動力學在固溶處理溫度上限545℃和下限505℃之間沒有改變。圖5中所示的虛線是每個鑄件3(b)-3(g)的數(shù)據(jù)的一般趨勢線。對于鑄件3(h)和3(i)，低于505℃時效速度略微降低。但是，鑄件3(h)和3(i)的合金的時效硬化獲得的硬度值仍驚人地高，特別是對于鑄件3(h)和3(i)的各自固溶處理所給定的低溫和短時間。
圖6顯示了使用與圖3中所示的鑄件相同的合金CA605和試樣尺寸，按照相同的方式制備的鑄件6(a)-6(d)。鑄件6(a)處于鑄造狀態(tài)或者未熱處理狀態(tài)，而鑄件6(b)-6(d)分別在515℃下固溶處理5、15和20分鐘。圖6顯示了鑄件的表面，從中明顯可見在約20分鐘時開始起泡，如鑄件6(d)的箭頭所示，但在15分鐘時未發(fā)生。
圖7顯示了對于每個鑄件6(b)和6(c)，在515℃下固溶處理了5和15分鐘時，合金CA605對時效硬化的響應。從圖7中可以注意到在鑄件6(b)和6(c)和合金之間沒有硬化動力學或者峰值硬度的差異。
表II總結了在不施用真空或者不使用反應性氣體并且包含典型的孔隙結構水平的情況下，由傳統(tǒng)HPDC技術制備、然后接受各種熱處理的鑄件中，CA605合金的拉伸性質。對于這些鑄件，使用了26m/s的慢注射速度、82m/s的高注射速度或者123m/s的極高注射速度，這些速度是澆口處金屬的速度。
表II HPDC鑄件中的合金CA605的性質
在表II中，縮寫詞具有下面的意義(1)對樣品A-D的“HPDC”指通過上文關于圖3和4每個的鑄件所述的傳統(tǒng)技術的鑄造，并且使用澆口處26m/s的慢注射速度。
(2)對于樣品E-H的“高速HPDC”和對樣品I的“極高速HPDC”指注射速度(澆口處)分別為82m/s和123m/s。
(3)“CWQ”表示冷水淬火。
(4)作為樣品H的時效名稱的“T6I4”表示根據(jù)Lumley等人的國際專利申請WO02070770的公開內容的時效，其中在相對短的時間后通過淬火終止初始溫度下合金的人工時效，然后將合金保持在該溫度下并持續(xù)足以使二次時效發(fā)生的一段時間。
如表II所示，使用本發(fā)明可獲得的拉伸性質揭示了時效硬化非常有益的作用。當與傳統(tǒng)的時效處理比較時，性能水平?jīng)]有反映出任何大的損害，并且已經(jīng)在通過傳統(tǒng)的HPDC制備的鑄件中獲得這些性能，而且熱處理的鑄件沒有表現(xiàn)出起泡。表II還表明在根據(jù)本發(fā)明的固溶處理、淬火和時效之前從鑄造過程的淬火對本發(fā)明是無益的。
圖8顯示了與圖3中所示鑄件具有相同形狀及尺寸并以相同方式制造的鑄件8(a)-8(j)。但是，圖8中所示的鑄件是從名義固相線溫度為538℃的傳統(tǒng)澳大利亞命名CA313合金制造并且據(jù)發(fā)現(xiàn)包含(重量％)Al-8.8Si-3Cu-0.86Fe-0.59Zn-0.22Mg-0.2Mn-(總量＜0.15的Pb、Ni、Ti、Sn、Cr)。
當通過傳統(tǒng)的HPDC鑄造技術用于制造鑄件8(a)-8(j)時，也認為該CA313合金經(jīng)不起熱處理，同樣是由于表面起泡的發(fā)生和尺寸穩(wěn)定性的喪失。
圖8中所示鑄件的不同之處在于鑄件8(a)處于鑄造狀態(tài)，而鑄件8(b)-8(j)在表III中所示的各種條件下進行固溶處理并持續(xù)15分鐘的總浸入時間。
表III圖8鑄件的固溶處理鑄件固溶溫度8(b)530℃8(c)520℃8(d)510℃8(e)500℃8(f)490℃8(g)480℃8(h)470℃8(i)460℃8(j)440℃鑄件8(b)由于固溶溫度略微過于接近固相線因而表現(xiàn)出尺寸不穩(wěn)定性，然而在下一個更低固溶溫度的鑄件8(c)中，或者在其它鑄件中即便有這種不穩(wěn)定性的任何跡象也很少。但是，鑄件8(b)和8(c)每個都表現(xiàn)出不可接受的起泡。鑄件8(d)和8(e)表現(xiàn)出一個大的泡疤和幾個較小的泡疤，表明了不可接受的次品率，而鑄件8(f)-8(j)在固溶處理后表現(xiàn)出良好的光潔度品質并且沒有起泡的跡象。
一方面鑄件8(b)-8(j)與另一方面圖3的鑄件3(c)-3(i)之間的比較顯示了各自的CA313和CA605合金的響應之間的差異。即，相對于CA605合金固溶處理的時間和溫度關系，對于給定的固溶處理時間CA313趨向于需要使用較低的固溶溫度，或者在給定的溫度下較短的處理時間。這種對比突出了需要控制固溶處理溫度，使其處于低于固相線溫度20℃-150℃的范圍內，并且當熱處理HPDC鋁合金時在該溫度范圍內使用小于30分鐘的時間。
圖9在顯微照片9(a)-9(j)中分別顯示了圖8的鑄件8(a)-8(i)的合金的光學顯微組織。因而，圖9提供了與圖4相似的顯示，然而是關于CA313合金的鑄件。因此，圖9(a)表明在鑄造狀態(tài)鑄件8(a)的合金中存在孔隙結構。圖9(b)和9(c)分別顯示在對鑄件8(b)和8(c)進行固溶處理期間由孔隙膨脹引起的起泡。圖9(d)-9(e)顯示了對于鑄件8(d)和8(e)顯著避免了孔隙膨脹，因此限制了源于固溶處理的起泡，而圖9(f)-9(j)表明對于鑄件8(f)-8(j)分別基本上完全避免了孔隙膨脹從而基本完全避免了起泡。
圖10顯示了在參照圖8描述的各個固溶處理條件之后于150℃下時效后，圖8的每個鑄件8(b)-8(j)的CA313合金的析出硬化行為。與圖5所示關于合金CA605的時效動力學不同，圖10表明對于CA313合金當固溶處理溫度降低至約490℃-480℃的水平時，時效速率和峰值硬度繼續(xù)增加，但是當固溶處理溫度降至低于該水平時則再次連續(xù)降低。每條曲線可以通過圖10右邊圖例中所示的固溶處理溫度與各個鑄件相聯(lián)系。令人驚奇地是甚至在低達440℃的溫度下固溶處理的合金也表現(xiàn)出有效的時效硬化響應。
圖11顯示了多至24h時效的與圖10相同的析出硬化數(shù)據(jù)。該曲線顯示對于鑄件8(b)-8(j)，對每個不同的固溶處理溫度，150℃下硬度的增加與時間的函數(shù)關系。圖11的標記與圖10的標記相對應。
圖12顯示了對于一系列8個鑄件12(a)-12(h)的CA313合金，在490℃下的固溶處理時間的效果。以與圖3中所示的鑄件相同的形狀和尺寸并通過相同的HPDC技術制造該系列每個鑄件。鑄件12(a)處于鑄造狀態(tài)，而其它鑄件在490℃下的時間如表IV所示。因此，圖12顯示了作為在490℃下的保持時間的函數(shù)的泡疤的演變。
表IV圖12鑄件的固溶處理鑄件固溶時間12(b)10分鐘12(c)15分鐘12(d)20分鐘12(e)30分鐘12(f)40分鐘12(g)60分鐘12(h)120分鐘鑄件12(d)-12(h)所示的箭頭指向鑄件表面上已形成的泡疤。隨著固溶處理時間增加，在約20分鐘時開始，泡疤的產(chǎn)生(prevalence)從鑄件12(d)上的幾個增加到在120分鐘的更長時間下的較大數(shù)量。
圖13顯示了所獲得和熱處理的CA313合金的拉伸性質的散點圖，其中使用慢的(26m/s)或者高的(82m/s)澆口注射速率。在該圖中，“HPDC”與上面關于表II所述的具有相同的意義，而“高速”與表II中的“高速HPDC”具有相同的意義。
表V顯示了制備為T6、T4、T6I4或T6I7狀態(tài)的HPDC CA313合金的拉伸性質。每種合金在490℃的最大溫度下固溶處理15分鐘(包括加熱至溫度的時間)、冷水淬火并且然后時效。在150℃下進行T6狀態(tài)的人工時效。對于T4狀態(tài)，如上固溶處理該合金，然后在～22℃下暴露14天的時間。
表V熱處理的CA313合金的性質
對于T6I7狀態(tài)，代表性的是已經(jīng)欠時效2-4小時，然后以約4℃/分鐘在油中緩慢冷卻以便抑制隨后的二次析出的樣品。已經(jīng)設計T6I4狀態(tài)來保持伸長率，而不是像表I中所示的實例一樣獲得T6拉伸性質的等效。將這些樣品在150℃下人工時效2小時、淬火，然后在65℃下暴露4星期。合金樣品來自于與圖3中所示鑄件相同的形狀和尺寸的鑄件。
表VI顯示對于具有圖3鑄件的形狀和尺寸、在淬火和析出硬化前固溶處理15分鐘或者120分鐘的另外鑄件記錄的、傳統(tǒng)CA313 HPDC合金的拉伸性質。表VI表明了與傳統(tǒng)的固溶處理時間相比使用短的固溶處理時間的機械性能優(yōu)點。在析出硬化前已經(jīng)經(jīng)歷了120分鐘的較長固溶處理時間的樣品選自更大的樣品批次，那些樣品在計量長度上沒有表現(xiàn)出顯著的起泡，然而如圖12的實例中所示，在這種條件下表面泡疤仍是明顯的。表VI表明除了表現(xiàn)出表面起泡外，與根據(jù)本發(fā)明處理的樣品相比，120分鐘條件下的機械性能下降。
表VI490℃下不同固溶處理時間的拉伸性能的差異
表VII顯示在不施用真空或者不使用反應性氣體并且包含典型的孔隙結構水平的情況下，通過HPDC制造成圓柱形且更小的平面試樣的合金CA313的拉伸性能數(shù)據(jù)，以便檢查由時效硬化處理引起的試樣尺寸的可能影響。用于比較所包括的圓柱形試樣與圖3中所示的試樣具有相同的大小和尺寸。
表VII試樣尺寸和固溶處理溫度的影響
這些特定的扁平鑄件具有如下尺寸70mm長和3mm厚，頭部寬度14mm、頭部長度13mm，平行計量長度30mm并且計量寬度～5.65mm。通過傳統(tǒng)的HPDC，以26m/s的慢澆口注射速度和82m/s的快澆口注射速度制造鑄件。表VII中的術語“慢”和“快”與表II中相同。對于慢速和高速高壓壓鑄件，檢測從490℃向下至440℃的固溶處理溫度。在每種條件中測試5個或更多個試樣并且固溶處理的總浸入時間為15分鐘。還記錄表面品質，發(fā)現(xiàn)檢測的圓柱形拉伸棒略微不同。但是，拉伸結果表明了不同試樣尺寸間的良好相關性。在圖14中總結了表VII的結果。在圖14中，實心的菱形表示慢速HPDC、0.2％屈服應力，空心的菱形表示慢速HPDC拉伸強度、實心三角形表示高速HPDC、0.2％屈服應力，空心的三角形表示高速HPDC拉伸強度。圖14表明對于這些改變尺寸的CA313合金最佳的固溶處理溫度是480℃，因為其相比在490℃下固溶處理的合金表現(xiàn)出略高的拉伸強度和伸長率。
表15比較了用于HPDC鑄件“A”的本發(fā)明方法與重力型鑄件“B”部分的方法，每種具有相同的CA313合金組成。該合金的組成是Al-9Si-3.1Cu-0.8 6Fe-0.5 3Zn-0.1 6Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1的Pb、Ti、Sn、Cr)。
令人驚奇地是HPDC鑄件的CA313合金不但硬化更快并且硬化至比重力鑄造的相同合金更高的水平。兩種鑄件在預熱至490℃的加熱爐中的總浸入時間都是15分鐘。圖15表明盡管本發(fā)明的方法在某種意義上適于對不同鑄造技術制造的合金進行熱處理，但是對于爐中浸入時間相同的HPDC鑄件大大改良了時效響應。
圖16提供了圖15所用的CA313合金在三種不同條件下的時效曲線。“A”是T5狀態(tài)，是用于在HPDC合金中避免起泡并且增加強度的傳統(tǒng)已知程序。對于T5狀態(tài)，在鑄造后直接熱處理鑄造狀態(tài)的合金。對于在該條件下的時效，在150℃下時效80-110h后合金達到約115VHN的峰值硬度。
圖16中的“B”是使用本發(fā)明方法的T6狀態(tài)的實例。在冷水淬火和150℃下人工時效前，對該合金提供15分鐘的總固溶處理浸入時間(包括加熱至490℃固溶處理溫度)。在約16-24h內達到約153VHN的峰值硬度。
圖16中的“C”是關于根據(jù)本發(fā)明方法的T4狀態(tài)。在冷水淬火且于22℃下自然時效前，對合金進行與樣品“B”相同的固溶處理。該合金在22℃下時效約100h后達到接近約120-124VHN的峰值硬度，其后在更長的持續(xù)時間內硬度幾乎不變化。
在圖16中所示的“B”和“C”工藝的可選、或者組合中，隨后在150℃下對具有完全T4狀態(tài)的合金試樣進行人工時效24h。該工序后的最終硬度為148VHN。在此情況下，對合金進行固溶處理、在22℃自然時效860h，然后在150℃下人工時效。即如果需要，可以通過隨后的人工時效進一步強化T4狀態(tài)的合金。
圖17顯示了在設置于490℃的加熱爐中固溶處理持續(xù)15分鐘的總浸入時間，并且隨后在150℃、165℃和177℃下析出硬化的CA313合金的析出硬化響應。盡管在每種情況中對熱處理的響應是不同的，但是所有合金都表現(xiàn)出特有的強的析出硬化能力。
圖18顯示了組成為Al-9.2Si-1.66Cu-0.8 3Fe-0.72Zn-0.14Mn-0.11Mg-(＜0.1Ni，Cr，Ca)的合金的析出硬化響應，該合金的固相線溫度為～574℃、在500℃下固溶處理持續(xù)總浸入時間15分鐘、冷水淬火并且在177℃下時效。對于這種與用于圖15和16的CA313合金相比包含降低的銅含量的合金組成，時效硬化處理在所選的工藝窗口內仍是有效的。
圖19顯示了以鑄造狀態(tài)、根據(jù)本發(fā)明方法的T4狀態(tài)，或者根據(jù)本發(fā)明方法的T6狀態(tài)測試的HPDC CA313合金的疲勞測試結果的圖解該合金與圖15所詳述的合金具有相同組成。樣品與關于表VII所描述的扁平試驗棒具有相同的尺寸并且在淬火和時效前于480℃下固溶處理持續(xù)總浸入時間15分鐘。在三點彎曲試驗裝置中，以31-310N的循環(huán)載荷進行疲勞試驗。表19中表示的數(shù)據(jù)是至少5次單獨試驗的平均值。對于T4和T6狀態(tài)，在這種載荷水平下的疲勞壽命增加至高于鑄造狀態(tài)的疲勞壽命。
圖20顯示對于與鑄造狀態(tài)的CA605合金和CA313合金組成規(guī)格內的合金對應的鋁合金，以及根據(jù)本發(fā)明熱處理至不同狀態(tài)的來自相同鑄造批次的相同組成鑄件的0.2％屈服應力對拉伸強度的曲線。每個數(shù)據(jù)點代表5-10個拉伸樣品的平均值。鑄造狀態(tài)的性質標記為“A”。熱處理的數(shù)據(jù)點是對于不同的狀態(tài)，所有這些點均根據(jù)本發(fā)明并且標記為“B”。
圖21顯示與鑄造狀態(tài)的合金“A”相比，對于根據(jù)本發(fā)明的狀態(tài)范圍，屈服強度對破壞時伸長率％的曲線。典型地，所述強度增加并且在一些情況中伸長率也增加。
本發(fā)明的方法不局限于鋁HPDC合金的當前組成范圍。HPDC合金規(guī)格的組成范圍從國家到國家不同，但是大多數(shù)合金具有相同或重疊的合金組成。使用一定范圍的9種不同合金來檢查合金化學組成對拉伸性質的影響，其中一些落在當前的合金規(guī)格內而一些是實驗性的組成。表VIII-XVI中所示的結果代表了鑄造狀態(tài)、剛固溶處理狀態(tài)(根據(jù)本發(fā)明進行固溶處理并且立即測試)、T4狀態(tài)(25℃下自然時效2星期)及T6狀態(tài)(在150℃下時效24h)。對于表VIII-XVI的所有表格，澆口注射速率保持恒定為82m/s。
另外，在表VIII中，顯示了T8狀態(tài)的效果，其中在人工時效持續(xù)與T6合金相同的時間之前通過伸展對剛固溶處理的合金進行2％冷加工。對于表VIII，除另有指出在65℃的熱水中從固溶處理淬火后將合金時效至T6狀態(tài)外，所有從固溶處理的淬火均在冷水中進行。表VIII中顯示的T8狀態(tài)反映了在合金的制造期間可能需要成型操作例如矯直。在熱水中淬火并且保持在例如65℃而提供的實例反映了Al-Si基鑄造合金熱處理中常見的工業(yè)實踐。
在每種情況中，合金拉伸性質的變化是明顯的。特征性且十分令人驚奇地是各狀態(tài)中的剛固溶處理的合金有效地表現(xiàn)出鑄造合金兩倍或更大的伸長率。在T4狀態(tài)下，伸長率特征性地高于鑄造狀態(tài)，并且合金的0.2％屈服應力和拉伸強度得到改良。在T6狀態(tài)中，伸長率典型僅略低于鑄造狀態(tài)，但是0.2％屈服應力和拉伸強度明顯得到改良。
表VIII基礎合金1Al-9Si-3.1Cu-0.86Fe-0.53Zn-0.16Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表IXD合金2Al-9.1Si-3.2Cu-0.86Fe-0.6Zn-0.14Mn-0.11Ni-0.29Mg-(＜0.1Pb，Ti.Sn.Cr)
表XA合金3Al-8.3Si-4.9Cu-0.98Fe-0.5Zn-0.21Mn-0.1Ni-0.09Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XIB合金4Al-8.7Si-4.9Cu-1Fe-0.53Zn-0.2Mn-0.12Ni-0.29Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XIIC合金5Al-9.2Si-3.11Cu-0.9Fe-2.9Zn-0.16Mn-0.11Ni-0.09Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XIIIE合金6Al-9.1Si-4.2Cu-1.3Fe-1.2Zn-0.2Mn-0.12Ni-0.22Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XIVH合金7Al-8.6Si-3.6Cu-0.93Fe-0.53Zn-0.18Mn-0.11Ni-0.1Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XVI合金8Al-8.6Si-3.6Cu-1Fe-0.53Zn-0.2Mn-0.11Ni-0.3Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XVIJ合金9Al-9.2Si-4Cu-1Fe-0.56Zn-0.19Mn-0.12Ni-0.7Mg-(＜0.1Pb，Ti，Sn，Cr)
表XVII顯示了當本發(fā)明用于統(tǒng)計數(shù)量的工業(yè)制造的高壓壓鑄件時本發(fā)明實踐的降低。鑄件具有下面的特性鑄件A合金CA313復雜部件，薄壁，恒定的厚度且重約54g鑄件B合金CA313簡單部件，最大厚度約8mm，最小厚度約2mm并且重約49g鑄件C合金CA313復雜部件，相同鑄件中薄和厚的部分、最大厚度約7mm，最小厚度約2mm并且重約430g鑄件D合金CA605簡單部件，厚壁，恒定的厚度部分，最大厚度約15mm并且重約550g鑄件E合金CA605同D，但是不同的部件并且重約515g鑄件F合金CA605高度復雜部件，相同鑄件中的多個厚度部分，最小壁厚為1.4mm、最大壁厚約15mm。
應當指出合金CA313具有如下名義規(guī)格Al-(7.5-9.5)Si-(3-4)Cu-＜3Zn-＜1.3Fe-＜0.5Mn-＜0.5Ni-＜0.35Pb-＜0.3Mg-＜0.25Sn-＜0.2Ti-＜0.1Cr＜0.2其它元素；而合金CA605具有如下名義規(guī)格Al-(9-10)Si-(0.7-1.1)Fe-＜0.6Cu-(0.45-0.6Mg)-＜0.5Ni-＜0.5Zn-＜0.15Sn-＜0.25其它元素。
當在不同時間制備每個鑄件A至F時，預期組成在這些給定的范圍內變化。
鑄件A-F全部在工業(yè)條件下制造。在熱處理前對所有鑄件進行X射線分析。盡管在更高放大倍數(shù)下仔細檢查時仍可觀察到細微的孔隙結構，但是X射線檢查所確定75個鑄件A相對無大的孔隙結構。但是，所有500個鑄件B-F表現(xiàn)出大量細和大的孔隙結構，尺寸達到10mm。圖22中顯示了這種孔隙結構的一個實例，對于在熱處理前進行X射線分析的一組鑄件E中的鑄件。圖22是以圓形特征參考顯示的具有鑄入螺栓孔的一部分，直徑為8mm。X射線照片內的暗反差要素是由壓鑄過程產(chǎn)生的孔隙結構。
鑄件D和E以如下狀態(tài)獲得其中鑄件的表面被噴砂處理以除去薄層材料從而產(chǎn)生粗糙的光潔度。
對于每個部件，確定根據(jù)本發(fā)明工藝窗口的常規(guī)確定的熱處理制度，并且在空氣中將所有部件熱處理至T6狀態(tài)，然后空氣冷卻。
基于品質檢查，對每個部件給出視覺等級評定。這是基于下面的標準對表現(xiàn)出的表面光潔度與鑄造狀態(tài)相等或更好、沒有起泡并且沒有尺寸不穩(wěn)定性的部件給出“完美”的等級評定。
對于表現(xiàn)出一個尺寸約1mm或更小的小表面泡疤并且典型地需要相當仔細的檢查來檢測的部件給出“可接受”的等級評定。
對于表現(xiàn)出一個大泡疤、多個小泡疤、或者一簇泡疤的部件給出“次品”等級評定。
表XVII熱處理部件的統(tǒng)計分析和等級評定
因此，所有熱處理部件中接近89％表現(xiàn)出沒有泡疤或尺寸不穩(wěn)定性的完美表面光潔度，10％表現(xiàn)出仔細檢查可發(fā)現(xiàn)的一個較小泡疤，并且1.4％表現(xiàn)出大泡疤或者泡疤簇，導致其被歸為次品。
本發(fā)明相比已知傳統(tǒng)工藝具有下面的主要優(yōu)點。已知傳統(tǒng)制備的HPDC合金由于發(fā)生起泡而是不可熱處理的。在不借助外加高真空或使用反應性氣體的情況下，倘若將一定溫度下的時間保持在本文所述的適當工藝參數(shù)內，可以適當?shù)貙τ蓚鹘y(tǒng)HPDC制造的可時效硬化鋁合金鑄件進行固溶處理而不會起泡。因此，這些鑄件對于汽車和其它消費應用在視覺上是完好的。這些鑄件的合金可以析出硬化或者強化，產(chǎn)生比鑄造狀態(tài)材料高得多的性質。在許多情況中，T4狀態(tài)改進了延展性。圖20和21也總結了這些機械性能的益處，其中顯示了與鑄造狀態(tài)的高壓壓鑄件的性質相比，通過本發(fā)明熱處理的高壓壓鑄件的0.2％屈服應力、拉伸強度和伸長率數(shù)據(jù)。圖20和21內顯示的數(shù)據(jù)表明與那些由本發(fā)明的狀態(tài)變體可獲得的性質相比，鑄造狀態(tài)的拉伸性質間的差異。對于熱處理的狀態(tài)，多孔高壓壓鑄合金的固溶處理過程沒有發(fā)生起泡并且使用本文所述的熱處理程序進行隨后的熱處理。
本發(fā)明還可以用于先前沒有命名為或看作鑄造合金的可時效硬化的鋁合金，作為一種手段用以產(chǎn)生優(yōu)越的機械和/或化學和/或物理和/或加工屬性。
本發(fā)明還涉及添加了痕量元素的合金，該痕量元素的添加調節(jié)加工途徑或者析出過程，作為一種手段用以產(chǎn)生優(yōu)越的機械和/或化學和/或物理屬性。
圖23-32的每一個均涉及由CA313合金制成的高壓壓鑄件。這些鑄件是在Toshiba臥式冷腔機器上制造的，鎖緊力為250噸，注射套筒的內徑為50mm且長度為400mm，使用26m/s的澆口速度。這些鑄件是圓柱形拉伸試樣，并且它們是在不使用外加真空或者反應性氣體的情況下制造的并且包含典型的孔隙結構水平。
圖23-26顯示了各自的光學顯微照片，每個處于與圖23中所示的相同放大倍數(shù)下，標尺為10μm。圖23和24顯示了在鑄造狀態(tài)條件下鑄件的典型顯微照片，分別攝自邊緣和中央?yún)^(qū)域。圖23和24顯示了在那些區(qū)域之間α-鋁和共晶相的常見變化。圖25和26顯示在鑄件已經(jīng)于490℃下接受固溶處理持續(xù)15分鐘(包括加熱至490℃的時間)的一段時間后，與圖23和24相當?shù)蔫T件的顯微照片。分別攝自邊緣和中央?yún)^(qū)域的圖25和26表明在短的固溶處理時間內實現(xiàn)了驚人水平的共晶硅的球化。
圖27和28分別顯示了對于圖8中所示的CA313合金的圓形拉伸試樣鑄件，平均硅顆粒面積變化(實心菱形)以及硅顆粒數(shù)量變化(星形)與490℃下固溶處理時間的曲線。圖27的數(shù)據(jù)取自鑄件的邊緣區(qū)域，而圖28的數(shù)據(jù)取自中央?yún)^(qū)域。由于圖23-26所示的那些區(qū)域之間顯微組織的差異因而圖27和28的曲線是不同的。曲線上的每個數(shù)據(jù)點取自多個視場的固定面積，即122063μm2的標準面積。另外，與圖25和26一致，圖27和28的曲線表明與更長的固溶處理時間相比，在本發(fā)明所需的短的固溶處理時間內實現(xiàn)了硅顆粒面積和數(shù)量的很大變化。對于圖27和28的曲線，在拋光前在等同的樣品上的精確相同位置處，用金剛石鋸切割不同狀態(tài)的試樣。
參照圖23-28的數(shù)據(jù)，在固溶處理期間首先出現(xiàn)硅顆粒片斷，在更大顆粒數(shù)量下產(chǎn)生更小的平均顆粒面積。然后，在490℃的所選固溶處理溫度下，顆粒生長，并且在約20分鐘固溶處理時間(包括加熱至溫度的時間)時生長減慢。對于這些CA313鑄件，當根據(jù)本發(fā)明進行熱處理時，固溶處理時間為20分鐘(包括加熱至溫度的時間)時起泡開始變得明顯并且在更長的固溶處理時間下逐漸變成更加不可接受。
由圖25和26顯示并且由圖27和28說明的結果非常令人驚奇，因為如此快地發(fā)生Si的球化是出乎意料的。這并不表明使用本發(fā)明的熱處理方法避免了起泡是硅的快速球化的直接結果。但是，圖25-28的數(shù)據(jù)突出了在溶質元素完全溶解之前在固溶處理溫度下能夠發(fā)生顯微組織變化的速度，而且顯然起泡的避免可歸因于發(fā)生了總體變化的某些方面。
圖29和30是在鑄造狀態(tài)或者在T6狀態(tài)下，鑄造狀態(tài)和熱處理鑄件的背散射掃描電子顯微鏡(SEM)顯微照片。在圖29和30的圖像中，亮的相表示源于含銅(標記為“A”的實例)和鐵的顆粒(標記為“B”和“C”的實例)的反差。硅因為其原子數(shù)接近鋁的原子數(shù)而看不到。含鐵顆粒以針狀(標記為“B”的實例)或者角形特征(標記為“C”的實例)存在，兩者都沒有含銅顆粒亮白。圖29和30的比較表明根據(jù)本發(fā)明的程序，在本發(fā)明的固溶處理步驟期間溶解了大量富銅相。將熱處理程序后富銅顆粒的殘留物的實例標記為“D”，它是通過組成分析發(fā)現(xiàn)包含未溶解銅的小的斑點顆粒。
圖31表示在[101]α附近拍攝的、CA313合金鑄件的鑄造狀態(tài)合金的透射電子顯微鏡(TEM)圖像。該圖表明α-鋁晶粒表現(xiàn)出非常少的強化θ’析出物(箭頭表示析出物的方向)。進一步分析發(fā)現(xiàn)處于鑄造狀態(tài)的一些α-鋁晶粒明顯完全沒有強化析出。圖32是也是從根據(jù)本發(fā)明熱處理后的相當鑄件的[101]α附近拍攝的TEM圖像，其中將其在490℃下固溶處理15分鐘，在冷水中淬火，然后在150℃人工時效至峰值強度，并且顯示強化θ’析出物的尺寸和分布上的顯著變化。
最后，應當理解可以向上文描述的部件的結構和設置中引入各種改變、修改和/或增加，而不背離本發(fā)明的主旨或范圍。
權利要求
1.一種用于熱處理通過高壓壓鑄制造的鑄件的方法，該鑄件可能表現(xiàn)出可時效鋁合金的在鑄造狀態(tài)下形成泡疤的孔隙結構，其中所述方法包括如下步驟(a)通過將鑄件加熱至能夠使溶質元素進入固溶體中的溫度范圍內來固溶處理鑄件；(b)通過將鑄件淬火至低于100℃的溫度來冷卻鑄件以結束步驟(a)；及(c)通過將鑄件保持在能夠自然或人工時效的溫度范圍內來時效步驟(b)之后的鑄件，其中進行步驟(a)以實現(xiàn)一定水平的溶質元素溶體，使得能夠進行時效硬化而鑄件中的孔隙不會膨脹而引起不可接受的鑄件泡疤。
2.一種用于熱處理通過傳統(tǒng)的高壓壓鑄制造的制品的方法，該制品由可時效鋁合金制成，并且該合金在鑄造狀態(tài)可能表現(xiàn)出氣態(tài)或其它孔隙結構，其中所述方法包括如下步驟(a)將壓鑄件加熱至允許溶質元素進入固溶體(固溶處理)的溫度范圍內，其中所述加熱是(i)加熱至低于鑄件合金固相線熔化溫度20-150℃的范圍內(ii)持續(xù)小于30分鐘的一段時間；(b)通過在0至100℃溫度的流體淬火劑中對鑄件淬火將鑄件從步驟(a)的溫度范圍冷卻；(c)通過將鑄件保持在能夠時效的溫度范圍內來時效來自于步驟(b)的淬火鑄件，該時效可產(chǎn)生表現(xiàn)出合金硬化或強化的時效硬化鑄件，由此使時效硬化鑄件的起泡至少基本上最小化或者防止起泡。
3.權利要求1或權利要求2的方法，其中步驟(c)中的時效是在環(huán)境溫度，例如0℃-45℃，如15℃-25℃下的自然時效。
4.權利要求1或2的方法，其中步驟(b)的淬火是到適于步驟(c)的強化的溫度。
5.權利要求1或權利要求2的方法，其中步驟(c)中的時效是人工時效。
6.權利要求5的方法，其中通過將淬火的鑄件加熱至50℃-250℃范圍內的至少一個溫度來進行所述人工時效。
7.權利要求5的方法，其中通過在130℃-220℃的范圍內加熱淬火的鑄件來進行所述人工時效。
8.權利要求1-7任何一項的方法，其中所述鋁合金具有4.5-20重量％Si，0.05-5.5重量％Cu，0.1-2.5重量％Fe，0.01-1.5重量％Mg，任選的至多1.5重量％的Ni、至多1重量％的Mn和至多3.5重量％的Zn中的至少一種，以及余量的鋁和偶然雜質。
9.權利要求1-8任何一項的方法，其中以部分非等溫的方式實施權利要求1的步驟(a)。
10.權利要求1-8任何一項的方法，其中以基本上完全非等溫的方式實施權利要求1的步驟(a)。
11.權利要求1-8任何一項的方法，其中以基本上等溫的方式實施步驟(a)的一部分。
12.權利要求8、或從屬于權利要求8時的權利要求9-11中任何一項的方法，其中在階段(a)之前將鑄件預熱至100℃-350℃范圍的溫度。
13.權利要求1-12任何一項的方法，其中在0℃至250℃范圍內，在至少一個溫度水平下，例如0℃-45℃，例如15℃-25℃，或者50℃-250℃，例如130℃-220℃下實施階段(c)。
14.權利要求13的方法，其中與完全T6狀態(tài)相比步驟(c)后的鑄件處于欠時效狀態(tài)。
15.權利要求13的方法，其中與完全T6狀態(tài)相比步驟(c)后的鑄件處于峰值時效狀態(tài)。
16.權利要求13的方法，其中與完全T6狀態(tài)相比步驟(c)后的鑄件處于過度時效狀態(tài)。
17.權利要求1-16任何一項的方法，其中在步驟(b)和步驟(c)之間冷加工鑄件。
18.權利要求4-7任何一項的方法，其中通過淬火從步驟(c)的時效溫度冷卻。
19.權利要求4-7任何一項的方法，其中通過在空氣或者其它介質中緩慢冷卻從步驟(c)的時效溫度冷卻。
20.權利要求1-19任何一項的方法，其中步驟(c)后的鑄件沒有表面泡疤。
21.權利要求1-20任何一項的方法，其中步驟(c)后的鑄件沒有尺寸變化。
22.處于由權利要求1-21任何一項的方法產(chǎn)生的熱處理狀態(tài)下的可時效硬化鋁合金的高壓壓鑄件。
全文摘要
一種用于熱處理通過高壓壓鑄制造的鑄件的方法，該鑄件由可時效硬化的鋁合金制成并且其在鑄造狀態(tài)下可能表現(xiàn)出形成泡疤的孔隙結構，該方法包括通過將鑄件加熱至能夠使溶質元素進入固溶體的溫度范圍內來固溶處理鑄件。然后，通過將鑄件淬火至低于100℃的溫度冷卻鑄件以終止固溶處理。將冷卻的鑄件保持在能夠自然和/或人工時效的溫度范圍內。進行固溶處理以實現(xiàn)一定水平的溶質元素溶解使得能夠進行時效硬化而鑄件中的孔隙不會膨脹從而引起鑄件不可接受的起泡。
文檔編號C22F1/04GK101087898SQ200580044801
公開日2007年12月12日 申請日期2005年12月19日 優(yōu)先權日2004年12月23日
發(fā)明者R·N·拉姆利, R·G·奧唐奈, D·R·岡納斯加拉姆, M·吉沃德 申請人:聯(lián)邦科學和工業(yè)研究組織