用于铸件的铝合金、铝合金铸件及其制造方法

专利名称：用于铸件的铝合金、铝合金铸件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及具有良好实用耐疲劳性(比如高周疲劳强度和热机械耐疲劳性)的铝合金铸件，它们的制造方法，和适于制造的用于铸件的铝合金。
相关技术介绍作为减少重量需要的结果，越来越多的汽车零件将用铝合金制造。即使已经用铝制造的零件也需要变得更轻以减少它们的重量。因此，在强度和耐疲劳性方面，铝合金需要更高的可靠性。特别是，用于汽车发动机零件的铝合金需要具有优良的能够承受热/冷循环的耐疲劳性(热机械耐疲劳性)，而不仅仅是高温强度和抗蠕变性，因为它们常常在高温环境下使用。典型的零件是，例如往复式发动机的汽缸盖。
因为汽缸盖具有复杂的外形和较大的尺寸，它们通常通过铸造工艺生产。已经研制了各种铝合金，包括AC2A、AC2B、AC4B和AC4C(JIS)，并已在日本已公开专利号H10-251790、H11-199960、2001-303163，日本专利公开号3415346和3164587(JP’587)中公开。上述文献实施方式的大部分铝合金使用了Cu和Mg。使用Cu和Mg是因为它们通过沉淀硬化加强了基体相从而有助于汽缸盖的强化。在另一方面，JP’587说明了Cu和Mg被作为杂质处理，保持它们的量在0.2质量％以下的情况。这是因为Cu和Mg促进了热不稳定沉淀物，且沉淀物在铸件使用期间变得更粗糙的缘故，从而，作为结果，恶化了其延展性和韧性且降低了热机械耐疲劳性。
发明概述JP’587的铝合金由于其基本上缺少Cu和Mg的事实，往往具有非常低的硬度和强度，且实用强度和作为基体金属的合金的其它性能也往往不够。因此，JP’587说明了使用单独高强度铝合金用于铸件的方法，并在由于热应力集中(比如，阀桥和辅助燃烧室孔和汽缸盖阀门孔之间的区域)需要高热机械耐疲劳性的区域，用其通过焊接将基体金属覆盖。换句话说，JP’587中公开的铝合金仅仅限于在需要高热机械耐疲劳性的区域使用。在不同的区域使用不同的铝铸件，比如这种情况是不希望的，因为这会大大增加铸件(比如汽缸盖)的制造成本。
本发明的目的是通过提供具有铸件(比如汽缸盖)需要的强度和耐疲劳性以及良好热机械耐疲劳性的铝合金来解决这些问题。本发明的另一个目的是提供这样的铝合金铸件以及它们的制造方法。
本发明人致力于解决这些问题，并找到了提高基体金属的强度和耐疲劳性和同时实现高热机械耐疲劳性，且当Mg被加入以强化铸件整体时不必降低铸件的延展性和韧性的方法。
用于铸件的铝合金—根据本发明的具有良好实用耐疲劳性的用于铸件的铝合金包括以100质量％计，4-12质量％硅(Si)、小于0.2质量％铜(Cu)、0.1-0.5质量％镁(Mg)、0.2-3.0质量％镍(Ni)、0.1-0.7质量％铁(Fe)、0.15-0.3质量％钛(Ti)以及余量铝(Al)和不可避免的杂质。
使用根据本发明铝合金生产的铝合金铸件具有高强度和高疲劳强度(耐疲劳性)和高热机械耐疲劳性。将这些铝合金用于铸件使得采用单一合金铸造铸件成为可能，从而大大降低了制造成本，即使当铸件不仅需要在整个铸件上的高强度，而且需要高局部热机械疲劳强度时也是如此，比如在汽缸盖的情况下。例如，根据本发明的用于铸件的铝合金最适于需要高强度和高耐疲劳性的高性能汽油发动机汽缸盖或柴油发动机汽缸盖铸件。
铝合金铸件—本发明不仅包括用于铸件的铝合金而且包括具有良好实用耐疲劳性的铝合金铸件。本发明提供具有良好实用耐疲劳性的铝合金铸件，包括以100质量％计，4-12质量％硅(Si)、小于0.2质量％铜(Cu)、0.1-0.5质量％镁(Mg)、0.2-3.0质量％镍(Ni)、0.1-0.7质量％铁(Fe)、0.15-0.3质量％钛(Ti)以及余量铝(Al)和不可避免的杂质。
铝合金铸件的制造方法—本发明还包括生产用于铸件铝合金的适当方法。本发明包括通过向铸模中浇注主要是铝的熔融铝合金获得铝铸件的铸造工艺；和实施于所述铝合金铸件的熔体热处理和老化热处理的加热工艺；其中所述加热工艺后的所述铝合金铸件包括，以100质量％计，4-12质量％硅(Si)、小于0.2质量％铜(Cu)、0.1-0.5质量％镁(Mg)、0.2-3.0质量％镍(Ni)、0.1-0.7质量％铁(Fe)、0.15-0.3质量％钛(Ti)以及余量铝(Al)和不可避免的杂质，且所述铸件具有良好的实用耐疲劳性，因为它们的金相结构是主要为α-Al的基体相和以网状结晶于所述基体相周围的骨架相，其中所述基体相通过含有Mg的沉淀物强化。
根据本发明的铝合金可以同时实现高强度或高疲劳强度和高热机械耐疲劳性，这在迄今为止是难以实现的。虽然还不清楚是如何实现的，建立理论如下。(用于铸件的铝合金和铝合金铸件，后者为铸件产品，无论在哪里使用，为了方便可以合称为“铝合金”)。
增加铝合金(铸件)耐疲劳强度的传统思路是试图增加其静态抗拉强度。传统的方法包括沉淀强化元素，比如Cu和Mg。
然而，单独使用此种方法可能能够实现铝合金强度的增加，但是它也引起了延展性和韧性的降低。因此，它不仅不能增加受应力集中和平均应力影响的疲劳强度，而且它引起了由于其延展性和韧性的降低导致的热机械耐疲劳性的降低。因此，迄今为止，在铝合金中同时实现高水平的强度、耐疲劳性和热机械耐疲劳性是非常困难的。例如，上述提到的文献还不能以高水平同时满足所有这些性能，它们仅仅实现了一部分这些性能。
在另一方面，根据本发明的铝合金通过优化Mg以及Ni、Fe和Ti的含量，基本不含铜，同时实现了高水平的强度。耐疲劳性和热机械耐疲劳性。每种组分的作用将在下面讨论。
首先，由于根据本发明的铝合金基本不含有铜，因此基体相的结构稳定，而且可以阻止基体相变脆，这有助于热机械耐疲劳性的改善。顺便提及，基体相变脆是由于在基体相中Cu化合物沉淀时，在热机械疲劳环境下Cu长大形成粗大沉淀物的缘故。
然而，由于根据本发明的铝合金基本不含Cu，不能期望通过Cu沉淀物来进行材料强化。因此，本发明人通过添加Mg来强化铝合金。选择Mg而不是Cu的另一个原因是对它们各自耐腐蚀性的考虑。
预期铝合金中Mg的夹杂达到与现有技术相同的水平会引起由于铝合金延展性和韧性降低而导致的疲劳强度和热机械耐疲劳性的恶化，即使能够实现基体金属的更高强度。然而，本发明人，在广泛研究后，发现了增加铝合金硬度、强度、疲劳强度等，且通过控制Mg含量在本发明的限度内几乎对热机械耐疲劳性没有影响的方法。当然，认为铝合金延展性和韧性的降低会影响疲劳强度和热机械耐疲劳性，甚至尽管非常轻微，原因是在Mg含量增加时铝合金延展性和韧性的恶化。然而，认为这种恶化可以通过Ni、Fe等的化合物强化骨架相来得到充分补偿。特别是，Ni含量的适当调整使得实现与现有技术铝合金实现的水平相同甚至更高的高热机械耐疲劳性成为可能。这将在下面进行进一步描述。
骨架相象网一样在基体相周围展开。施加于合金上的应力和应变由于骨架相在整个合金中趋向均匀分布而不集中。由于骨架相中Ni化合物和Fe化合物结晶量的增加，应力集中往往更易在这些区域发生，也增加了引起铝合金疲劳性恶化的可能性。然而，由于根据本发明的铝合金中基本不含有Cu，基体保持相对柔软，且Mg含量受到限制，因此在Ni化合物和Fe化合物发生结晶区域的应力集中不会引起任何严重的问题。
本发明的铝合金也含有Ti。这使得铝合金的晶粒尺寸极其细。因而，铝合金骨架相的分布趋向各向同性，这使得施加的应力和应变分布更加均匀，因此有助于疲劳强度和热机械耐疲劳性的改善。而且，Ti固溶于基体中，通过固溶强化基体，这也有效地改善了铝合金的强度。因此，可以相信本发明的铝合金可以实现高水平的强度、疲劳强度和热机械耐疲劳性，这在迄今为止仅仅通过优化各种合金元素的含量和它们的协同作用是不可能实现的。
根据本发明的铝合金铸件在它们使用的最早期在结构上可以会经历一些改变。例如，在汽缸盖的情况下，取决于位置的不同，它们的热环境是不同的，在汽缸盖燃烧室附近的一些部分的温度可能相对较高，引起Mg化合物从基体相中沉淀并在使用的最早期变得更粗糙。然而，在本发明中，粗大沉淀物的长大在早期停止，且进一步的加热恢复了延展性和韧性。而且即使延展性和韧性在使用的最早期恶化，也很少影响热机械耐疲劳性，因为通过Ni化合物和其它强化的骨架相支撑基体。在另一方面，在不暴露于高温的汽缸盖基体区域通过Mg化合物的沉淀物强化，因此基体仍保持充足强度和硬度作为基体金属。同样地，即使取决于组件位置的不同而需要不同的性能，根据本发明的铝合金也能同时满足所有这些需要。
此处所用的术语“强度”是指铝合金在使用的早期的断裂强度。这个强度大约保持在室温至150℃的温度范围。强度可以用抗拉强度表示，但是也可以用合金的整体硬度表示。另外，当疲劳强度(将在下面描述)高时，抗拉强度一般较高。
此处使用的术语“疲劳”一般是指抗高循环疲劳的强度，而术语“疲劳强度”是指对所述疲劳的抵抗力。当在特定温度下对铝合金施加重复应力时，“疲劳强度”是断裂强度。它用平均应力、应力幅度和重复循环(直到断裂发生时的寿命)来表示。
此处所用的术语“热机械疲劳”是指一种低循环疲劳，它在温度和应力周期性变化时发生，而术语“热机械耐疲劳性”是指对所述疲劳的抵抗力。更特别地，热机械疲劳是指由于热膨胀和热收缩约束导致的，作为加热期间引起的在拉伸方向或压缩方向的应力以及冷却期间在拉伸方向或压缩方向的应力的结果而发生的疲劳。热机械疲劳依赖于温度和应力的相不同，可以在相外也可以在相内。这个热机械疲劳用热机械疲劳寿命表示。对这些的试验方法将在以后讨论。由于铝合金的热膨胀系数一般较高，由热膨胀约束引起的由于加热期间的压缩应力和冷却期间的拉伸应力导致的相外热疲劳可能会发生。疲劳强度和热机械耐疲劳性此处合称为“实用耐疲劳性”。
附图简述

图1是表示根据本发明的铝合金铸件金相结构的示意图；和图2(a)-2(c)是表示进行盐水喷洒试验后具有不同Cu含量的铝合金铸件腐蚀的照片，其中Cu含量是2(a)0质量％，(b)0.5质量％，和2(c)5质量％，基于100质量％的合金。
优选实施方式本发明将采用优选实施方式进行详细描述。在这个说明书中描述的本发明，包括实施方式，能够相等地应用于所有用于铝合金的铸件，铝合金铸件和根据本发明的它们制造。哪种实施方式最合适取决于要铸造的物体和它所需的性能等。
(1)组成根据本发明铝合金的Si含量应该优选4-12质量％。如果Si含量小于4质量％，差的可铸性和铸造缺陷就往往会发生。而且，较低的Si含量会导致较高的热膨胀系数。在另一方面，如果Si含量超过12质量％，当熔融合金固化时就会导致较强的取向性，引起金属结构不均匀。它也可能会引起最终发生固化的区域产生大量铸造缺陷。而且，脆的Si沉淀物可能增加，这会降低铸件的延展性和韧性。
5-9质量％的Si含量是最优选的。如果Si含量在此范围，可铸性变得最稳定。组成骨架相的共晶Si也变得最适宜提供具有良好强度和延展性的铝合金铸件。而且，Si含量的最佳范围是7-8质量％。这个范围的Si含量提供了铸件的更稳定性和延展性和强度的最好平衡。
最合适的Cu含量是小于0.2质量％。如果Cu含量超过0.2质量％，就会于使用汽缸盖的高温范围在合金中产生热不稳定沉淀物。这些沉淀物在铝合金铸件使用期间逐渐变得粗大，使得延展性和韧性恶化，而且可能引起铝合金铸件热机械耐疲劳性的严重降低。而且，如果Cu含量超过0.2质量％，由于沉淀物的强化作用基体相会变得非常硬。特别是，当结晶量与本发明铝合金的情况下相同时，就有疲劳强度由于应力集中可能发生恶化的问题。因此，Cu含量越少越好，它的上限应该优选0.1质量％，或最优选0.05质量％。因此，最好的实施是选择0质量％的Cu含量，使Cu仅以不可避免的杂质存在。
如上所述的由于延展性和韧性恶化导致的热机械耐疲劳性的降低趋势不仅与Cu也与Mg在一定程度一起发生。然而，如果是少量的Mg，它在早期只引起有限量沉淀物的粗化，由于随后的加热导致的结构变化就会保持到最小，快速地恢复延展性和韧性。Cu具有引起铝合金腐蚀的强烈趋势。因此，从阻止腐蚀的观点看，Cu含量也应该被保持在上述的范围。然而，考虑到材料的再循环、制造成本等，Cu有可能作为杂质存在于铝合金中。因此，对于实用反应，Cu含量的上限被设定在0.2质量％而不是0质量％。这就允许我们降低铝合金铸件的制造成本和改善它们的再循环性。
Mg含量应该是0.1质量％，优选0.15质量％，或者最优选0.2质量％作为最低限，0.5质量％或者优选0.4质量％作为上限。例如，Mg含量应该是0.1-0.5质量％或者优选0.2-0.4质量％。
根据本发明的铝合金基本不含沉淀强化元素Cu。因此，为了确保作为汽缸盖等的基体金属使用的铝合金的强度和疲劳强度，含有适量的Mg是非常重要的。如果Mg含量太小，基体相变得太柔软，效果就不充分，如果Mg含量太多，铝合金的延展性和韧性就降低，热机械耐疲劳性也会降低。
Ni的优选量是0.2-3.0质量％。Ni引起Ni化合物结晶以强化网状骨架相。如果Ni含量小于0.2质量％，Ni化合物产生的量太少，由结晶物质组成的网状型骨架相的形成就变得不足。当Ni含量超过3.0质量％，就往往引起Ni化合物更加粗大，可能会严重降低延展性和韧性。特别是，当Ni含量超过2质量％时，Ni化合物开始变得粗大，且开始恶化结构的均匀性。因此，Ni含量应该优选为0.5至2.0质量％，因为这可以确保Ni化合物的结晶量和尺寸合适，并提供均匀的固化结构。“Ni化合物”是所有含Ni化合物的通称。典型的Ni化合物包括Al-Ni化合物、Al-Ni-Cu化合物和Al-Fe-Ni化合物。而且，Ni含量的最佳范围是0.7-1.5质量％。这个范围的Ni含量提供了Ni化合物的最佳尺寸和量，这会导致稳定的，高热机械耐疲劳性。
优选的Fe含量是0.1-0.7质量％。如果Fe含量小于0.1质量％，产生Fe化合物的量太少，由结晶物质组成的网状型骨架相的形成变得不足。当Fe含量超过0.7质量％时，往往引起Fe化合物变得粗大，可能严重降低延展性和韧性。如果Fe含量是0.2-0.6质量％，则是优选的。Fe含量的最佳范围是0.3-0.5质量％。这个范围的Fe含量最大化了上述影响。“Fe化合物”是所有含Fe化合物的通称。典型的Fe化合物包括Al-Si-Fe-Mn化合物、Al-Si-Fe化合物和Al-Fe-Ni化合物。
优选的Ti含量是0.15-0.3质量％。Ti使得结晶晶粒更细小，且通过它的固溶强化了基体相。当结晶晶粒变得足足够细小时，由结晶物质组成的网状骨架相就变得各向同性。Ti在基体相中的固溶使得基体相更加坚硬，抑制了基体相中的应力集中，使得应力分布更加均匀。因此施加在铸件上的应力和应变变得更加均匀，改善了它的疲劳强度。当Ti含量小于0.15质量％时，结晶晶粒不能变得足够细小，对铸件结构独特的枝晶结构就容易生长，从而阻止各向同性的网状型骨架相的发展。当Ti含量超过0.3质量％时，使得固溶增加的Ti量引起基体变得太硬，可能会引起铸件的剪切断裂。它也可能在基体中引起粗大Ti化合物的形成，并可能严重降低铸件的延展性和韧性。
Ti可以在熔化原料组分的最后期通过添加Al-Ti合金、Al-Ti-B合金、Al-Ti-C等加入到合金。用这个方法向基体金属(铝合金)中添加Ti使得抑制Ti化合物的凝结成为可能，且容易使晶体晶粒变得细小，容易使金属结构更加各向同性和均匀。当Al-Ti-B用作添加Ti的原材料时，合金中存在硼(B)。如果硼含量增加，铝合金的耐热性恶化，因此优选限制B含量小于0.01质量％。
顺便提及，本发明铝合金结晶晶粒尺寸“d”和二次晶枝距离DAS的比，即d/DAS大约为5-20。这个结晶晶粒直径“d”可以通过，例如根据JIS-H-0510“轧制铜产品晶粒尺寸试验方法”的测量方法获得。
本发明的铝合金优选含有0.1-0.7质量％的锰(Mn)。Mn结晶以产生Mn化合物，并强化骨架相。如果Mn含量小于0.1质量％，作用太小。如果Mn含量超过0.7质量％，Mn化合物往往更加粗大，可能会严重降低延展性和韧性。Mn也阻止Fe化合物变得太粗大和成为针状，从而阻止延展性和韧性降低。Mn含量应该优选0.2-0.5质量％。更优选的范围是0.3-0.5质量％。这个范围的Fe含量最大化了上述作用。“Mn化合物”是所有含Mn化合物的通称。典型的Mn化合物包括Al-Si-Fe-Mn化合物，Al-Si-Mn化合物和Al-Mn化合物。
本发明的铝化合物应该优选包括0.03-0.5质量％锆(Zr)或者0.02-0.5质量％钒(V)之一或者两者。这两种元素都使晶体尺寸细小，阻止列式枝晶，从而使得结晶物质的网状型骨架相更加各向同性。这两种元素都通过它们的固溶强化基体，并充分改善高温强度。它们也阻止对基体相的应力集中。如果它们的含量太低，它们的作用就会被限制。如果它们的含量过多，粗大，基本固化的化合物就会产生，严重降低铸件的延展性和韧性。而且，如果两者的含量都过量，均匀溶解就变得困难除非增加熔化金属的温度。如果两种元素的含量都超过0.5质量％，粗大的Ti化合物就会发展，可能会降低铸件的延展性和韧性以及对前述精练晶体晶粒有效的Ti量，因此，引起晶体晶粒变得太粗大。这能损坏铸件金属结构的各向同性和均匀性。优选的Zr量是0.03-0.15质量％，优选的V量是0.02-0.15质量％。如果包括两种元素是最优选的。
本发明的铝化合物应该优选包括0.0005-0.003质量％钙(Ca)。除了添加Ti、Zr或V在上述范围外，如果添加少量的Ca，晶体晶粒的精练会更加稳定。如果Ca含量小于0.0005质量％，足够的作用就不能实现。如果Ca含量超过0.003质量％，往往会形成枝晶结构，这会恶化结晶物质网状骨架相的各向同性，使得铸件结构不均匀。当Ca含量增加时，也趋向增加孔隙度，这是另一种铸件缺陷。因此，Ca含量应该控制在小于0.002质量％。
(2)结构根据本发明的铝合金铸件或通过使用根据本发明的用于铸件的铝合金生产的铸件(合称为“铝合金铸件”或“铸件”)包括基体相和骨架相。基体相主要是α-Al，骨架相是以网状在基体相周围结晶的结晶物质(图1)。当通过根据在基体相周围的包晶反应结晶而产生骨架相时，可以获得这些金属结构，例如在基体相基本固化后。这些金相结构变成了大体上是通过在铸模中熔融铝合金的浆状固化获得的亚共晶结构。
基体相不仅含有α-Al，而且含有各种合金元素的固溶体和沉淀化合物(例如，Mg化合物的沉淀颗粒)的颗粒等。骨架相也不仅含有Al-Si共晶体，而且也含有和共晶体一起结晶的化合物以及各种合金元素的固溶体等。通过在骨架相中结晶或沉淀强化骨架相的化合物颗粒被称为骨架的“强化颗粒”(参见图1)。这些强化颗粒包括，例如Al-Ni化合物、Al-Si-Ni化合物、Al-Fe化合物、Al-Si-Fe化合物、Al-Si-Fe-Mn化合物和共晶Si。在这当中，Ni化合物和Fe化合物作为强化颗粒具有最强的作用。除了这些，SiC、Al2O3和TiB2也可以是强化颗粒。
骨架相包括具有高弹性和高屈服应力的结晶物质和硬强化颗粒。这些元素以网状连接以包围基体相，它们的结构细小而且均匀，因此施加于铸件的应力通过骨架被均匀地扩散，且可能是疲劳断裂源的基体应力负担趋向降低。认为这是铝合金铸件耐疲劳性，比如高周疲劳强度和热耐疲劳性改善的原因。
根据本发明的铝合金铸件应该优选没有原生Si的亚共晶结构。在生产具有空腔(比如汽缸盖)的复杂外形大型铸件时，难以通过控制固化的取向将孔从铸件移到位于铸件外部的盖上。因此，为了避免由于在应力集中区域孔隙集中导致的耐疲劳性的恶化，如果能够实现亚共晶结构的铸件就可能减轻局部孔隙集中。即使少量结晶物质通过以网状分散形成结晶来有效生成骨架相，亚共晶结构的生成也是有帮助的。
原生Si可能是疲劳断裂的起始点。在大型铸件的情况下，比如，特别是汽缸盖，固化一般发生的较慢，因此在固化期间生成的原生Si可能会上浮于熔融金属上面形成偏析，这可能是疲劳断裂的起始点。因此，优选基本没有原生Si存在。由于Si量小于Al-Si两种元素合金的共晶点，因此相对难以产生原生Si。然而，依赖于合金元素而不是Si和它们的含量，共晶点可能会移向低Si一侧而引起原生Si的产生。在此情况下，最好控制Si含量在不恶化可铸性等的范围内。
本发明的铝合金铸件可以通过添加能使共晶Si变细的元素，比如锶(Sr)、钠(Na)、锑(Sb)来生产。这改善了铸件的延展性和韧性。优选的Sr含量是0.003-0.03质量％。如果Sr含量超过0.03质量％，共晶Si颗粒的精炼作用就变得饱和，而且它的气体吸收性也增强了。而且，如果Sr含量小于0.003质量％，共晶Si的精炼作用就变得不足。
优选的Sb含量是0.02-0.3质量％。如果Sb含量超过0.3质量％，熔融金属的流动性降低，且由于不足的金属流动导致的缺陷就会发生。如果Sb含量小于0.02质量％，共晶Si颗粒的精炼作用就变得不足。
优选的钠含量是0.003-0.03质量％。如果钠含量超过0.03质量％，韧性的降低就可能发生。如果钠含量小于0.003质量％，共晶Si颗粒的精炼作用就变得不足。
如果根据本发明的铝合金铸件含有适量的Mg，不仅上述骨架相，而且基体相都被沉淀物强化了，不仅确保了热机械耐疲劳性而且确保了基体金属的硬度、强度和耐疲劳性。在使用早期，基体硬度优选Hv64或更高(根据维氏硬度)，或者更优选67Hv。这个硬度的上限随Mg含量和热处理条件的不同而变化，但一般地为100Hv或其附近。顺便提及，术语“使用早期的硬度”是指铝合金铸件在其进行任何热处理(完全退磁态的硬度)前的硬度。术语“使用早期的硬度”是指在发动机第一次超作(即点火前)前的硬度。
如果铝铸件的使用环境相对较低(例如，低于150℃)，或者铸件的特殊部件的温度低，则有望能够保持那儿的基体硬度等于上述硬度。同样的趋势适用于整个合金的硬度，且硬度优选Hv97或更高，或更优选105Hv。
在用Mg的沉淀物和其它强化基体中，可以有效地使用热处理。用于铝合金铸件的热处理工艺可以是固溶热处理和老化(经久硬化)热处理。在固溶热处理中，在将其在较高温度保温后，用水对铸件淬火，以形成超饱和固溶体。在老化热处理中，为了得到强度、延展性和韧性高度平衡，且具有平均分布的细沉淀物的铸件，铸件在相对低的温度保温以引起在超饱和条件下固溶的它的元素沉淀。结晶物体的角是圆的以便减少应力集中，并有望在实用耐疲劳性上得到改善。在本发明的情况下，这些热处理使得在基体相中的Mg含量作为化合物(主要是Al-Mg-Si化合物)沉淀，从而使基体相的硬度适当增进。
这些热处理条件依赖于铸件的结构和所需的性能随意选择。依赖于所需的处理温度和工艺时间，可以在T6、T4、T5、T7工艺和其它中选择。例如，溶流热处理可以通过在450-550℃加热铸件1-10小时并淬火来进行。老化热处理可以通过将铸件在140-300℃保持1-20小时来实现。
而且，根据本发明铝合金铸件的孔隙度优选小于0.3体积％。如果孔隙度大于0.3％，就不能实现良好的热机械耐疲劳性。更优选的孔隙度范围是小于0.1体积％，最优选的孔隙度范围是小于0.05％。这归因于较低孔隙度可以有效地提供天生具有较高热机械耐疲劳性合金的事实。这个孔隙度需要仅仅在那些需要合金热机械耐疲劳性的重要区域是必要的，例如，汽缸盖的阀桥部分就是这样的区域。
(3)应用本发明用于铸件的铝合金可以自然地作为铝合金铸件的原材料使用。用于铸件的铝合金形式可以是任意的，但一般是铸锭态。
本发明的铝合金铸件可以具有任何尺寸和形状，并用于任意环境，但最适合用于同时需要高强度、耐疲劳性和热机械耐疲劳性的构件。例如，它们可以是用于发动机、电动机和热辐射器的零件。例如，汽缸盖和涡轮转子是发动机零件的实例。由于它们的高耐腐蚀性、根据本发明的铝合金铸件也适用于排气系统零件(比如排气管和排气控制阀)。而且，由于良好的疲劳强度和耐腐蚀性，根据本发明的铝合金铸件也适用于需要这些性能的零件，比如车身底座零件和底盘构件，在这些零件上使用它们有助于降低它们的重量和提高性能。更特别地，铸件可适用的车身底座零件是圆盘轮、上臂、下臂、悬臂、轴运输器和轴梁。铸件可适用的底盘构件是侧梁和横向构件。铸件可以用作不同的发动机零件和用于安装外围构架的托架和齿轮箱。铸件不仅可以用于汽车零件，也可以用于其它任何需要耐腐蚀性和疲劳强度的应用，而且有助于重量减轻和性能改善。
本发明的铝合金铸件特别适用于往复式发动机的汽缸盖，它需要基体金属的硬度和强度以及热机械疲劳强度。汽缸盖要遭受恶劣的热环境和重复的热应力。用于燃烧室阀桥区域的材料特别需要具有非常高的热机械耐疲劳性。在另一方面，在其它部件的基体金属也需要高强度和高耐疲劳性。在水冷套区域，为了抑制热传导的降低，也需要高耐腐蚀性，换句话说，冷却效率的降低是由于长时间腐蚀薄膜的发展导致的。用根据本发明用于铸件的铝合金制得的汽缸盖在很高程度满足了所有这些需要。而且，虽然汽缸盖一般在尺寸上大，外形上复杂，根据本发明的用于铸件的铝合金具有良好的可铸性，因此，它们最适合作为它们的原材料合金。而且，虽然汽缸盖要进行不同的加工，包括切削和研磨以形成装配表面和偏心轮轴支撑表面，根据本发明的用于铸件的铝合金不会妨碍这些加工工艺。
根据本发明的用于铸件的铝合金不需要特别的铸造方法，砂模铸造、加压铸造、重力铸造、低压铸造或高压铸造都可以使用。考虑到批量生产，加压铸造或低压铸造是最合适的。
本发明将参考下列实施例进行更详细的描述。
实施例1(1)试片的生产通过熔融如表1所示不同成分的不同铝合金制备熔融金属后，将其浇入铸模中以制备JIS No.4试片，进行自然冷却和固化(铸造工艺)。然后，将得到的铸件在530℃加热5.5小时，并在50℃温水中水淬作为固溶热处理。处理后，通过在160℃加热5小时将铸件进一步老化。从热处理铸件，分别生产具有如表1的4mm直径×6mm长平行区域的机械耐疲劳性试片No.1-1至1-8。
(2)热机械耐疲劳性评估每个试样的热机械耐疲劳性评估如下。
上述的每个试验被安装于由低热膨胀合金制成的约束架上，进行加热和冷却的重复循环。试验温度范围为50℃-250℃，重复速度是5分钟/周期，由2分钟加热和3分钟冷却组成。热机械疲劳试验方法的细节可以在，比如见未审查专利公开H7-20031；“Zairyo(材料)”Vol.45(1996)，pp.125-130和“Keikinzoku(轻金属)”vol.45(1995)，pp.671-676。
每个试样的热机械疲劳寿命通过上述如表1所示的热机械疲劳试验获得。通过在由JIS-AC2B铝合金制得的试样上绑缚一个高温应变测量器测定的试验初期的总应变范围约为0.6％。
比较如表1所示的试样结果，当Cu保持在小于0.2质量％和含有适量Ni、Fe、Mn和Ti时，发现了热机械疲劳寿命大大增加。而且，通过比较试样No.1-1至No.1-6与No.1-8的结果，当Cu含量小于0.2质量％时，通过含有0.2-3.0质量％Ni，热机械疲劳寿命可以大大延长。
比较试样No.1-1和No.1-5与试样No.1-2和No.1-6，含有适量Mn、Zr和V的试样具有比其它试样长很多的寿命。
实施例2用与实施方式No.1相似的方法，采用不同成分的用于铸件的铝合金制备如表2所示的试样No.2-1至No.2-6。这些试样具有不同量的Mg。
测定试样的硬度，硬度的测定采用维氏(Vickers)硬度测定器或者微观维氏(Vickers)硬度测定器进行。如表2所示的“总的平均硬度”通过用10kgf载荷和30秒的载荷时间产生一个大凹痕测定，它代表整个试样的平均硬度。“基体相的最初硬度”通过在加热前用100g的载荷和30秒的载荷时间在试样基体相的中心产生一个小凹痕来测定。“加热后的基体相硬度”是在250℃加热100小时后基体的硬度，用与上述“基体相的最初硬度”相似的方法测定。
从表2可以看出，在含有的Mg含量高于0.1质量％的试样中，整体硬度和基体相硬度尤其高。“总的平均硬度”不太依赖于Mg的含量，且在Mg含量超过0.2质量％的试样No.2-1至No.2-3中高于100Hv。
与此相反，“总的平均硬度”不依赖于Mg含量，且在Mg的含量少于0.1质量％的试样No.2-4和No.2-5中非常低。“基体相的初期硬度”也有类似的趋势。
因此，认为Mg含量超过0.2质量％的铸件适于作为发动机高强度的基体材料，比如汽缸盖和排气系统零件，因为它们在未经高温处理的区域中保持高硬度和高强度。
所有试样，与在加热前的“基体相的初期硬度”相比，“加热后的基体相硬度”都较低。在具有Mg含量超过0.2质量％的试样中，下降尤其大。然而，不管Mg量的多少，“加热后基体相的硬度”都是稳定的。因此，可以预测具有适量Mg的铸件也具有充分软化的基体和改善的延展性，与基本无Mg的合金一样。换句话说，可以预测不超过0.5质量％(它会增加硬度、强度、疲劳强度和基体金属其它性能)的一定量Mg的夹杂物不是实质上影响暴露于高达250℃高温区域的热机械耐疲劳性的因素。例如，含有0.2质量％至0.5质量％Mg的汽缸盖有望在暴露于高温环境的区域提供良好热机械耐疲劳性，并在暴露于相对较低温度的周边区域保持高最初强度和其它需要的性能。
正如从表1和表2可以看出，根据本发明的铝合金提供良好的特性是因为适量Mg和Ni的协同作用。
实施例3采用如实施例1中用于铸件的铝合金的不同成分如表3所示制备试样No.3-1至3-3。这些试样具有不同的Cu含量。
对这些试样进行盐水喷洒试验，并评估这些试样的耐腐蚀性能。盐水喷洒试验根据JIS Z2371-1994进行100小时，保持盐水浓度为5％，且喷洒盐水的温度为35℃，试样的表面在试验前用#600耐水**研磨砂纸进行抛光。
图2(a)-2(c)表示盐水喷洒试验后清洗的试样No.3-1至No.3-3的表面照片。可以看出，具有较高Cu含量的试样腐蚀严重，但是在具有低Cu含量的试样上几乎没有腐蚀存在。含有少于0.2质量％Cu的试样No.3-1看起来几乎没有腐蚀，表明它具有非常强的耐腐蚀性。
因此，例如，由根据本发明铝合金制得的汽缸盖除了具有前述的强度和高机械耐疲劳性外，还应该具有高耐腐蚀性，并提供非常高的可靠性。
实施例4用如实施例1中用于铸件的铝合金的不同组分如表4所示制备试样No.4-1至4-3。这些试样具有不同的B含量。这些试样在150℃加热100小时，然后测定维氏硬度。结果示于表4。硬度试验在室温进行。
从表4所示的结果，可以看出B含量越小加热较长时间后的硬度越高。因此，优选控制作为杂质的B含量上限小于0.01质量％。
实施例5用如实施例1中用于铸件的铝合金的不同组分如表5所示制备试样No.5-1至5-4。试样具有不同的Ca含量。
用光学显微镜观察每个试样的固化结构。结构的均匀性用符号○、△和×表示。符号○表示形成了具有结晶物质的各向同性网状结构的情况，符号×表示产生了枝晶结构的情况，符号△表示在一些区域存在列式枝晶结构的情况。
具有0.0005-0.003质量％Ca含量的试样No.5-1和5-2是均匀结构，其中在整个试样中都形成了各向同性的网状型骨架相。在另一方面，Ca含量小于0.0005质量％的试样No.5-3看起来是结构中一些部分存在列式枝晶结构的轻微非均质结构。Ca含量超过0.003质量％的试样No.5-4是列式枝晶结构分布于整个区域的非均质结构。因此，可以说，优选控制Ca含量为0.0005-0.003质量％。
表1
表2
表3
表4
表权利要求
1.一种用于铸件的铝合金包括，基于100质量％，4-12质量％硅(Si)、小于0.2质量％铜(Cu)、0.1-0.5质量％镁(Mg)、0.2-3.0质量％镍(Ni)、0.1-0.7质量％铁(Fe)、0.15-0.3质量％钛(Ti)以及余量铝(Al)和杂质。
2.一种如权利要求1的铝合金，还包括0.1-0.7质量％锰(Mn)。
3.一种如权利要求1的铝合金，还包括0.03-0.5质量％锆(Zr)和/或0.02-0.5质量％钒(V)。
4.一种如权利要求1的铝合金，还包括小于0.01质量％硼(B)。
5.一种如权利要求1的铝合金，还包括0.0005-0.003质量钙(Ca)。
6.一种如权利要求3的铝合金，还包括0.0005-0.003质量钙(Ca)。
7.一种用于铸件的铝合金包括，基于100质量％，4-12质量％硅(Si)、小于0.2质量％铜(Cu)、0.1-0.5质量％镁(Mg)、0.2-3.0质量％镍(Ni)、0.1-0.7质量％铁(Fe)、0.15-0.3质量％钛(Ti)以及余量铝(Al)和杂质，所述的合金具有，金相结构包括含有α-Al的基体相，和当所述基体相通过包括Mg的沉淀物强化时以网状结晶于所述基体相周围的骨架相。
8.如权利要求7的铝合金，其中所述骨架相通过包括Ni化合物和Fe化合物的强化粒子进行强化。
9.如权利要求7的铝合金，当使用时，所述基体相的最初硬度，以维氏硬度计，高于64Hv。
10.如权利要求7的铝合金，其中所述金相结构不含原生Si。
11.一种包括如权利要求7铝合金的铸件。
12.一种包括如权利要求11铸件的发动机零件。
13.一种包括如权利要求11铸件的往复式发动机汽缸盖。
14.一种制造铝合金铸件的方法，所述方法包括如下步骤制备如权利要求8的铝合金；向铸模中浇注所述合金以形成铸件；和通过选自固溶退火和老化的方法热处理所述铸件。
全文摘要
提供了具有良好实用耐疲劳性的铝合金和铸件。该合金包括，基于100质量％，4－12质量％Si、小于0.2质量％Cu、0.1－0.5质量％Mg、0.2－3.0质量％Ni、0.1－0.7质量％Fe、0.15－0.3质量％Ti以及余量铝(Al)和杂质。合金具有的金相结构包括主要是α－Al的基体相和以网状结晶于基体相周围的骨架相。基体相通过含Mg的沉淀物强化。由于强化的基体相和在其周围的骨架相，铸件具有高强度、高疲劳强度和高热机械耐疲劳性。
文档编号C22F1/043GK1609248SQ20041008811
公开日2005年4月27日 申请日期2004年10月15日 优先权日2003年10月17日
发明者生野元, 北条浩, 杉本义彦, 上田勇, 岩堀弘昭 申请人:株式会社丰田中央研究所