压铸用铝合金以及对其进行热处理的方法与流程

本发明涉及可适用于压铸的铝合金组合物及对其进行热处理的方法。具体而言，铝合金组合物可包括通过热处理形成的mg-zn基强化相沉淀，因此其可具有大大改善的强度。

背景技术：

：由于易于铸造、与其他金属高效地形成合金、在空气中显示出高耐腐蚀性并具有高导电导热性，铝在工业中已得到广泛应用。具体而言，铝主要被用于减轻车辆重量并提高燃料效率，且通过将铝与其他金属混合而以铝合金的形式提供，因为与其他金属例如铁相比，铝本身的强度可能不足。通过压铸制造铝合金，其是一种精密的铸造工艺，其中将熔融金属注入具有空腔的模具中，由此获得具有与空腔相同形状的铸造产品，所述空腔根据将要铸造的产品的形状以高精度机械加工。同时，压铸用铝合金必须具有适用于在短时间内(例如，在0.1-0.3秒内)以高速高压熔融金属填充模具空腔以使其固化的工艺的性能。具体而言，可能需要适当的高温粘度和潜热，从而保证适用于高压铸造的流动性并在固化时减轻收缩缺陷。已知用于压铸的铝合金的实例包括：adc10合金，其包含约8-12wt％的硅(si)，从而显示出适用于压铸工艺的性能；以及a380合金，其包含约2-4wt％的铜(cu)，以在即使没有额外的热处理的情况下也保证结构材料所需的强度。adc10和a380合金还包括最多约1.3wt％的铁，以将铝熔体和模具之间的咬粘(seizure)和腐蚀抑制到最小。通常，用淬火通过结构细化，使由过量的铁针状结构引起的包括低伸长率的副作用最小化，因此使得合金能够再循环，从而增加生产率和工作便利。由于其许多优点，包括它们的性能和高生产率，adc10和a380合金可构成所有压铸用金属的90％或更多。当通常采用压铸工艺时，已知并不进行热处理。然而，近来，已经尝试使用具有较短溶液处理时间的高真空压铸技术或热处理技术来提高合金强度。前述仅意在帮助理解本发明的背景，并不意味着本发明落入对本领域技术人员而言已知的现有技术的范围内。技术实现要素：在优选的方面，本发明提供了一种可适用于压铸的铝合金组合物以及对其进行热处理的方法。具体而言，对本发明的铝合金组合物进行热处理的方法可以适当地形成zn基强化相沉淀，替代了传统的cu基强化相，从而通过热处理改善强度。在本发明的一个方面，提供了一种压铸用铝合金组合物。该铝合金组合物可以包括：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。除非本文另外指明，所有wt％均基于铝合金组合物的总重量。基于铝合金组合物的总重量，铝合金还可以包括约0.3wt％或更少的铜(cu)。另外，基于铝合金组合物的总重量，铝合金还可以包括约0.3wt％或更少的钛(ti)。基于铝合金组合物的总重量，铝合金还可以包括约0.3wt％或更少的铜(cu)和约0.3wt％或更少的钛(ti)。优选地，基于铝合金组合物的总重量，mg和zn的总量可为约6-8wt％。优选地，铝合金组合物可具有约2.0或更大的mg/zn比。铝合金适当地可具有约300mps或更高的屈服强度。铝合金适当地可具有约350mps或更高的抗拉强度。铝合金适当地可具有约2％或更高的伸长率。还提供一种铝合金组合物，其可以基本上由本文所述的组分组成、或者可以由本文所述的组分组成。例如，铝合金组合物可以基本上由、或者可以由以下组分组成：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。铝合金组合物还可以基本上由、或者可以由以下组分组成：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；约0.3wt％或更少的铜(cu)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。此外，铝合金还可以基本上由、或者可以由以下组分组成：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；约0.3wt％或更少的钛(ti)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。在另一方面，提供了一种对用于压铸的铝合金组合物进行热处理的方法。该方法可包括以下步骤：通过溶液处理，由可通过压铸制造的铝合金组合物来制备经溶液处理的铝合金；对经溶液处理的铝合金进行初步老化以形成mgzn2沉淀物；以及对具有mgzn2沉淀物的铝合金进行二次老化以形成mg2si沉淀物。本文所用的术语“溶液处理”是指对合金及其合金组分加热或进行热处理，接着进行快速冷却以将合金组分保持为固溶体的形式，其中一部分合金组分能够在主要组分的晶格内均匀地分布和混合。例如，在溶液处理期间，本发明的铝合金可部分熔融，某些次要组分在铝组分中可以为溶解状态或者均匀分布状态。初步老化可以适当地在约110-130℃的温度下进行约10-24小时。二次老化可以适当地在约160-180℃的温度下进行约3-6小时。铝合金可以包括：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；约0.3wt％或更少的铜(cu)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。另外，基于铝合金的总重量，铝合金还包括约0.3wt％或更少的铜(cu)和约0.3wt％或更少的钛(ti)中的至少一种。还提供一种可包括如本文所述的铝合金组合物的车辆。本发明的其他方面在下文中公开。根据本发明的多个示例性实施方式，可以最大程度地抑制cu的夹杂，可以最优化地设定mg和zn的量，且热处理条件可以优化成适于合金组合物，因此在保证与传统adc10和a380合金类似的铸造性能的同时提高强度。此外，可以获得与传统adc10和a380合金相同或更好的铸造性能，可以采用常规的模具和系统而无需改变，且产率可以保持在相同的水平。另外，杂质例如fe对合金性质的影响可得以减少，由此合金可以再循环。附图说明根据以下与附图相结合的详细说明，将更清楚地理解本发明的以上和其他特征和优点，其中：图1示出了当将1wt％、2wt％和3wt％的zn加入a380合金时形成的沉淀物的差示扫描量热(dsc)结果；图2示出了当加入1wt％、2wt％和3wt％的zn时a380合金的性质的分析结果；图3示出了adc12合金(al-2.5cu-0.15mg-10.5si-0.5zn)的相分析结果；图4示出了adc12合金(al-2.5cu-1.0fe-2.0mg-10.5si-4.5zn)的相分析结果；图5示出了a7075合金(al-2.5cu-2.0mg-1.0si-6.0zn)的相分析结果；图6示出了a7075合金(al-2.5cu-2.0mg-5.0si-6.0zn)的相分析结果；图7示出了a380合金(al-2.5cu-2.0mg-10.5si-4.5zn)的相分析结果；图8示出了a380合金(al-2.5cu-2.0mg-10.5si-6.0zn)的相分析结果；图9示出了根据本发明的示例性实施方式的示例性al-cu-mg-si-zn合金根据si含量变化的测试结果；图10示出了用于产生热处理强化相(al-cu-mg-si)的相分析结果；图11示出了根据本发明的示例性实施方式的示例性合金根据cu含量的相分析结果；图12示出了根据本发明的示例性实施方式的示例性合金根据cu含量的相分析结果；图13示出了在本发明的示例性合金(al-2.5cu-1.0fe-2.0mg-10.5si-4.5zn)中根据cu含量归因于mg的强化相的变化；并且图14示出了在本发明的示例性合金(al-1.0cu-1.0fe-2.0mg-0.3mn-10.5si-3.5zn)中根据cu含量归因于mg的强化相的变化。具体实施方式本文所用的术语仅为了描述具体的示例性实施方式的目的，而不意在限制本发明。如本文所用，单数形式的“一”、“一个”和“该”意味着也包括复数形式，除非上下文另有清楚的说明。将进一步理解当术语“包括”、“包含”被用于本说明书时，具体说明了规定的特征、整数、步骤、操作、元素和/或组分的存在，但不排除一种或多种其他特征、整数、步骤、操作、元素、组分、和/或其组的存在或添加。如本文所用，术语“和/或”包括一种或多种相关所列项目的任何和所有组合。除非特别规定或从上下文中显而易见，如本文所用，术语“约”被理解为在本领域正常公差范围内，例如在平均数的2个标准差之内。“约”能够被理解为在规定值的10％、9％、8％、7％、6％、5％、4％、3％、2％、1％、0.5％、0.1％、0.05％、或0.01％之内。除非从上下文中很清楚，否则本文提供的所有数值均由术语“约”修饰。应理解，本文使用的术语“车辆”或“车辆的”或其它类似术语包括通常的机动车，例如，包括多功能运动车(suv)、公共汽车、卡车、各种商务车的客车，包括各种船只和船舶的水运工具，飞行器等等，并且包括混合动力车、电动车、插入式混合动力电动车、氢动力车和其它代用燃料车(例如，来源于石油以外的资源的燃料)。如本文所提到的，混合动力车是具有两种或多种动力源的车辆，例如，具有汽油动力和电动力的车辆。下文，将参考附图对本发明的实施方式进行详细描述。然而，本发明不限于以下实施方式，其可以在各种不同的实施方式中改变。提供这些实施方式以使本发明的公开内容完整，并且为本领域技术人员完整地描述本发明。根据本发明，压铸用铝合金可以适当地通过高压压铸用热处理而包括沉淀强化相以改善强度，同时保持传统adc10和a380合金的优点。为获得根据本发明的压铸工艺所需的合金特征，铁(fe)、锰(mn)、镍(ni)、锡(sn)和钛(ti)的量可保持为与传统adc10合金或a380合金中相应组分类似，其他合金组分的量可适当调节至使沉淀强化效应最大化。具体而言，在本发明的示例性铝合金中，硅(si)、铜(cu)、镁(mg)和锌(zn)可以为用于通过其沉淀改善强度的主要组分，且可以形成为沉淀物例如al2cu、mg2si和mgzn2。例如，根据本发明的示例性实施方式，压铸用铝合金可以包括：约9.6-12.0wt％的硅(si)；约1.5-3.0wt％的镁(mg)；约3.0-6.0wt％的锌(zn)；约1.3wt％或更少但大于0wt％的铁(fe)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的锰(mn)；约0.5wt％或更少但大于0wt％的镍(ni)；约0.2wt％或更少但大于0wt％的锡(sn)；以及构成铝合金组合物余量的铝(al)。为改善热处理效果，优选地，还可以包括约0.3wt％或更少的ti。或者，可以包括不可避免地可与之混合的cu，但是限制在约0.3wt％或更少。在本发明中，对合金组分及其含量作出限制的原因如下。除非另有规定，“％”在表示组分含量的单位时是指“wt％”。可适当地以约9.6-12.0％的量包括硅(si)。本文所用的si可以改善铸造性能并形成沉淀物，使得可在等于或低于低共熔点的温度下以最大量包括si。因此，si的量可适当地在约9.6-12.0％的范围内。可适当地以约1.5-3.0％的量包括镁(mg)。mg可以形成沉淀物，然而，当以大于预定量加入时，例如，大于约3.0％时，铸造性能和性质可能劣化，且可能由于氧化生成夹杂物。因此，mg的量可适当地在约1.5-3.0％的范围内。可适当地以约3.0-6.0％的量包括锌(zn)。在本发明中，本文使用的zn可形成可以代替cu基强化相的强化相沉淀物，因此可以沉淀出zn-mg基强化相。具体而言，铜(cu)的量可以被限制在约0.3％或更少。通常，压铸用铝合金中的cu可以被用作沉淀强化元素，由此在使铝合金强化的过程中起作用。因此，合金可以被设计为以约4.0％的量包括cu，这是固溶体极限。以等于或大于固溶体极限的量简单地加入cu以便增加热处理强化效应可引起问题，因为cu可能不会溶解在al中，因此对性能可能不会有足够的改善，且由于偏析可能出现副作用。相应地，由于合金强度无法通过使用cu基强化相得到期望的增加，因此可以适当地以沉淀出zn基强化相所需的最小量包括cu。当形成铝合金时，不可避免地会混合cu，由此其量可被限制在约1％或更少，优选约0.3％或更少。此外，根据本发明的示例性实施方式对压铸用铝合金进行热处理的方法适用于对以上述含量具有上述组分的合金进行热处理，该方法可以包括以下步骤：通过溶液处理，由可通过压铸制造的铝合金来制备经溶液处理的铝合金；对经溶液处理的铝合金进行初步老化以形成mgzn2沉淀物；以及对具有mgzn2沉淀物的铝合金进行二次老化以形成mg2si沉淀物。优选地，初步老化可在约110-130℃的温度下进行约10-24小时，二次老化可在约160-180℃的温度下进行约3-6小时。硅(si)、铜(cu)、镁(mg)和锌(zn)的量可受到限制的原因以及老化工艺可受到限制的原因如下所述。在本实施方式中，为按期望增加合金强度且同时与adc10和a380合金相比减少cu的量，执行用于mg-zn基强化相mgzn2的热处理，并且调整传统a380合金中的mg和zn的量。测试例1用dsc分析将1％、2％和3％的zn加入a380合金而得到的沉淀物。结果示于图1和下表1中。如图1和表1所示，当以1％的量加入zn时观察到al2cu和mg2si沉淀物，但是没有观察到zn相。即使当以3％的量加入zn时，仍未观察到zn相，且mg2si相减少(虚线a)。这些结果被认为是因为溶解的mg的量因过多的zn的固溶体而减少，或者是因为另外的复合物的出现代替了mg2si。表1因此，通过简单地加入zn无法获得强化效果。此外，zn的加入导致了常规强化相mg2si的减少，而不是产生所需的mgzn2沉淀物。此外，当以1％、2％和3％的量加入zn时分析了a380合金的性质。结果示于图2中。如图2所示，当加入zn时，强度(硬度)并未如所期望的增加。当zn的量大于2％时，硬度略微降低。因此，当zn存在于固溶体相中，且因此当其溶解量增加时，其他合金元素的溶解量可能降低。zn不以mgzn2沉淀物的形式存在的原因是，当在si的存在下固化时，以相对小的量存在的mg可能被消耗而由此产生mg2si。因此，当以足够的量提供mg时，mg2si相可过饱和，其余量可以形成为mgzn2相。在此假设下，即使当zn和mg的量均增加，热处理性质并未如所期望的得到改善。测试例2为了确定在测试例1中尽管增加了zn和mg的量而仍未获得所期望的热处理性质的原因，执行了相分析程序。对传统的adc12合金进行相分析。结果示于图3和4中。图3示出了未加入fe的相分析结果，图4示出了当加入fe时的相分析结果。如图3所示，在对adc12进行热处理时的强化相主要被认为是al2cu。进而，在约460℃的温度下开始形成沉淀物，这表明al2cu在常规已知的480-520℃的温度的处理条件下溶解。由于在cu和si的存在下产生复合物，mg强化相的形成受到阻碍。如图4所示，在fe的存在下，mg强化相通过与fe的反应形成为复合物，使得即使对于将要被淬火的压铸产品而言也难以达到热处理效果。因此，当zn和mg的量均增加时，强度因al2cu可得到改善，且强度在热处理时可得到提高。在另一强化相mg2si的情况下，其形成为si-cu-mg复合物，并被fe复合物消耗，使得难以在热处理时促进强度的增加。此外，mg甚至被fe-mg-si复合物消耗，这与实际最佳老化温度的评估结果相对应。因此，强度在与cu相老化温度相对应的160-180℃的温度下似乎得到最大的增加。测试例3作为典型mgzn2合金的a7075合金的相分析结果示于图5和6中。图5示出了a7075合金的相分析结果，图6示出了向铸造材料中加入过量si的结果。以mg2si→al2cu→mgzn2→al-cu-mg-si复合物的顺序制备a7075合金，且以最大量制备mgzn2相。当加入过量的si时，不形成al2cu以外的强化相，且zn仅存在于固溶体相中，因为在加入过量的si时出现si-cu-mg复合物。测试例4通过向传统a380合金中加入zn和mg而开发的合金的相分析结果示于图7和8中。图7示出了加入4.5％的zn的结果，图8示出了加入6.0％的zn的结果。与测试例2类似，在出现复合物(al5cu2mg8si6)之后mg2si被消耗，且在400℃或更低的温度下开始产生al2cu。所得zn_hcp可以为固溶体相，且可能不会形成mgzn2。因此，当过量加入zn和mg时，不形成感兴趣的mgzn2强化相，且仅形成固溶体相，这与使用dsc评估沉淀物的结果相符。向a380合金加入zn对于增强强度是不适合的，这可能是由于在si的存在下出现si-cu-mg复合物(al5cu2mg8si6)，如a7075合金的相分析结果所示。为了开发热处理用zn基压铸合金，对于抑制复合物al5cu2mg8si6的产生可能是必不可少的。该复合物在约500℃的温度下产生，且已知与al2cu一起形成。所以，可能重要的是通过控制合金组分而不是热处理条件来抑制复合物的产生。因此，在本发明中，通过除去复合物元素中的任意一种，复合物的产生可以得到抑制。测试例5为了评估其他化合物根据si含量的变化，改变al-2.5cu-2.0mg-(si)-5.0zn合金中si的含量。相分析结果示于图9中。如图9所示，当si含量为1％或更高时，出现复合物(al5cu2mg8si6)。当si含量为1.85％或更高时，mg和cu被消耗，由此产生复合物(al5cu2mg8si6)，而不是形成mg2si和al2cu。基于以上结果，si需要以预定量被包含在铸造合金中，因此，复合物的产生可以通过控制si组分得到抑制。此外，在本发明中mg可以为主要强化相的组分，因此，为了抑制复合物的产生，使剩余组分cu的含量最小化被认为是合适的。测试例6图10示出了不含cu的合金的相分析结果，该合金包含与adc12合金相同量的si以及分别为4.5wt％和2.0wt％的量的zn和mg，以形成热处理强化相(al-cu-mg-si)。如图10所示，大量产生mgzn2和mg2si，且zn不溶解，而仅以沉淀强化相存在。进而，mgzn2在约130℃的温度下以稳定相存在。合金配置成包括fe，因为很可能得到另一种复合物al-fe-si-mg。然而，基于分析结果，由于复合物仅在400℃或更高的温度下具有稳定相，在实际压铸时消耗的mg的量不大。测试例7当以1％和2％的量加入cu时的相分析结果示于图11和12中。图11示出了加入1％的cu的结果，图13示出了加入2％的cu的结果。如图12所示，当以1％的量加入cu时，al5cu2mg8si6复合物以预定量(小于5％)显示，mgzn2以稳定相存在，且出现一些固溶体相。如图12所示，当cu的含量为2％时，al5cu2mg8si6复合物以6％或更高的量产生，不产生mgzn2相。因此，在开发的合金中的cu的量可以被限制在1％或更低。测试例8通过比较每个合金中的mg分布量，分析了是否由mg产生相。结果示于图13和14中。如图13所示，当铜以2.0wt％或更高的量存在时，mg仅被消耗以产生al-cu-mg-si复合物，不存在强化相，且zn存在于固溶体相中。如图14所示，当cu以1％的量存在时，mg被部分消耗从而产生al-cu-mg-si复合物，但有助于强化相的形成，不易出现zn固溶体相。对常规压铸用合金以及根据本发明的实施例的压铸用合金的组分和含量进行了比较并示于下表2中。表2实施例的合金由分别为3.0-6.0％和1.5-3.0％的zn和mg构成，以增强强度。如此，为了抑制阻碍主要强化相mgzn2和mg2si生成的复合物的形成，将cu的量限制在0.3％或更低，并且为了使热处理的效果最大化，以0.1-0.5％的量加入澄清剂ti。进而，为了保证压铸用铸造性能，使si的量在低共熔点或更低处最大程度地得到保证，且使fe的量保持为与常规合金相同。合金的性质可由zn+mg的量确定。当zn+mg的量为约9％或更高时，强度和热处理效果可以得到最大化，但同时，应力腐蚀可能增加，且铸造成型性可能降低。另一方面，当zn+mg的量在约6-8％的范围内时，可以保持高强度，且可以减少副作用例如腐蚀、成型等。因此，以上述含量范围使用这些组分。如此，当zn/mg比为2.0或更高时，可适当地形成mgzn2。在zn/mg比小于上述值的情况下，形成mg3zn3al2。因此，开发的合金中的zn/mg比可以为约2.0或更高。当铁(fe)的含量与典型的再循环合金水平相对应为约1.3％或更低时并不引起性质的显著降低，因此，可以与mn和sn一起控制为常规的典型压铸合金中的杂质水平。同时，产生的两种强化相可以具有不同的产生各个单独的沉淀物的温度，使得在相同条件下进行热处理时可能无法充分获得最大的强度。在本实施方式中，具有低沉淀温度的mgzn2首先沉淀出，然后形成mg2si，借此，各个单独的沉淀物以相干相(coherentphase)的形式被最大程度地沉淀出，以增加强度。在初步老化步骤中，温度可以在约110-130℃的范围内保持约10-24小时，与典型的7000系列铝合金条件相对应，二次老化可以在约160-180℃的温度下执行3-6小时。在初步老化时，可将沉淀出的mgzn2转化成在二次老化的温度条件下稳定的非相干相。当二次老化时间大于预定时间，例如，大于约6小时时，性能可能劣化。此外，在初次老化期间，可能沉淀出一些mg2si，因此二次老化时间可优选控制为短于典型的水平。根据本实施方式的合金的性能如下进行评估。使用具有以下表3的组分的铝合金，用高真空压铸系统制备拉伸试样，然后在约500℃或更高下进行6小时或更长的溶液处理，以使老化温度最大化，其后，在约120℃的温度下执行约12小时的初步老化以使mgzn2沉淀，并在175℃下进行3小时的二次老化以使mg2si沉淀。评估制备的样品的性能。结果示于下表4中。表3组分(wt％)sicumgznfemnti#110.50.242.024.10.880.35-#210.10.221.984.080.780.350.2表4编号ys(mpa)uts(mpa)el(％)#13324162.93#23364153.13adc121702501.2如表3所示，与传统adc12相比，屈服强度增加了约两倍，且抗拉强度增加了约1.6倍，进而，伸长率增加了约2.5倍。使用试样#1，在热处理条件下测试合金的性能。热处理条件和结果示于下表5中。表5如图5所示，初步老化时间越长，二次老化效果越低。在110℃的温度持续10小时的老化条件、接着在180℃的温度持续3小时的条件下显示出最大的性能。因此，可以根据最终用途在初步老化和二次老化的温度和时间范围内适当地采用热处理条件。虽然出于说明性的目的已经公开了本发明的多个示例性实施方式，但是本领域技术人员将认识到在不偏离在所附权利要求公开的发明范围和主旨下，可以进行各种改变、添加和替代。当前第1页12

技术特征：

技术总结

本发明公开的是压铸用铝合金组合物以及对其进行热处理的方法。该铝合金组合物通过热处理包含Mg?Zn基强化相沉淀，从而增强其强度。

技术研发人员：尹亨燮

受保护的技术使用者：现代自动车株式会社

技术研发日：2016.10.26

技术公布日：2017.11.03