CN101365817A - 高抗撞性Al-Si-Mg合金和制造汽车铸件的方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了抗撞性增加的铸件，其包括一种铝合金，该铝合金包含约6.0wt％至约8.0wt％的Si；约0.12wt％至约0.25wt％的Mg；小于或等于约0.35wt％的Cu；小于或等于约4.0wt％的Zn；小于或等于约0.6wt％的Mn；和小于或等于约0.15wt％的Fe，其中铸造体被处理至T5或T6状态，并且具有100MPa至180MPa范围内的拉伸强度，而且具有大于10％的临界断裂应变。本发明还提供了形成抗撞性增加的铸件的方法。

Description

高抗撞性Al-Si-Mg合金和制造汽车铸件的方法

相关申请的交叉参考

[0001]本发明要求于2005年10月28日提交的美国临时专利申请60/731,046的权利，通过引用将该申请的全部内容和公开并入本文，如同在本文中完全阐述。

发明领域

[0002]本发明涉及适合于汽车应用的铸造铝合金。特别地，本发明涉及具有适合于汽车应用的碰撞性能的Al-Si-Mg铸造合金。

发明背景

[0003]由于铝合金提供了低密度、良好的强度和耐腐蚀性，因此其非常适用于车架结构。此外，铝合金可以用来改善车架刚度和性能特性。此外，据认为铝车架保持通常与重得多的传统钢架车辆设计有关的强度和抗撞性。

[0004]铝汽车车身结构的重要考虑因素包括与降低车辆总重和/或改善车辆性能结合的抗撞性。对于汽车应用，抗撞性反映车辆在不遭受客厢的不可接受变形或乘客的过度减速的情况下承受一定量的碰撞冲击的能力。受到冲击时，结构应该以规定的方式变形；结构所吸收的变形能量应平衡冲击的动能；应保持客厢的完整；并且主要结构应以使乘客的减速最小化的方式挤压。

[0005]对汽车铝铸造部件更高碰撞性能的需求已经大大提高，特别是对于车身结构，包括但不限于：支架、节点(例如A柱、B柱、C柱等)、碰撞盒(crashbox)、横构件、副车架和发动机支架；等等。但是，最常用的铸造铝合金A356即使在T6状态下也具有差的可挤压性。抗撞性的一个表征是如Yeh开发的临界断裂应变(CFS)。参见J.R.Yeh的“The development of an Aluminum Failure Model forCrashworthiness Design”，报告编号99-016，1999年3月11日。临界断裂应变(CFS)或A356-T6约为5-6％。通常，碰撞敏感部件和应用所需的临界断裂应变(CFS)是约10％或更大。

[0006]因此，需要新的合金和热处理用以制造具有均衡的强度和抗撞性的铸造部件。

发明概述

[0007]本发明提供了适合于重力或低压永久铸型、高压压铸、或砂型铸造的Al-Si-Mg基合金，该合金具有适合于汽车应用的拉伸强度和临界断裂应变(CFS)，包括但不限于车架部件。

[0008]在一个实施方案中，本发明包含用于重力或低压永久铸型、高压压铸、砂型铸造或类似铸造工艺的发明性Al-Si-Mg基合金，其中由本发明Al-Si-Mg合金制造的铸件在实现约100MPa至约180MPa范围的屈服强度、10％至20％范围的伸长率和至少10％的临界断裂应变(CFS)中适合于F、T5或T6状态。广泛地，本发明的Al-Si-Mg合金组成主要由以下成分构成：

约6.0wt％至约8.0wt％的Si；

约0.12wt％至约0.25wt％的Mg；

小于或等于约0.35wt％的Cu；

小于或等于约4.0wt％的Zn；

小于或等于约0.6wt％的Mn；

小于或等于约0.15wt％的Fe；和

余量的铝和杂质。

[0009]在本发明的一个实施方案中，提供Al-Si-Mg合金用于真空无冒口铸造(VRC)/压力无冒口铸造(PRC)、永久铸型或砂型铸造，其包含约6.5wt％至约7.5wt％的Si；约0.12wt％至约0.20wt％的Mg；小于约0.15wt％的Mn，优选小于约0.05wt％的Mn；和小于约0.10wt％的Fe，其中余量包含Al和杂质。

[0010]在本发明的另一个实施方案中，提供Al-Si-Mg合金用于高压压铸或Alcoa真空压铸(AVDC)，并且该合金包含约6.5wt％至约7.5wt％的Si；约0.12wt％至约0.20wt％的Mg；约0.5wt％至约0.6wt％的Mn；和小于0.10wt％的Fe，其中余量包含Al和杂质。增加的Mn含量减少铸造过程中铸型的焊接，其中Mn含量降低铸件粘附铸型的倾向。

[0011]在一个优选实施方案中，Si含量的范围是6.5wt％至7.5wt％，且Mg含量的范围是约0.12wt％至约.19wt％。

[0012]在本发明的另一方面中，合并本发明Al-Si-Mg合金组成的工艺产生一种铸件，当铸造并处理至T5或T6状态时该铸件具有与A356相当的拉伸强度和大于A356的临界断裂应变(CFS)。A356通常具有Al-7Si-0.35Mg的组成，并且当热处理至T5或T6状态时，具有190MPa至240MPa的拉伸屈服强度(TYS)和5％至6％的临界断裂应变(CFS)。

[0013]本发明工艺的这种合金热处理取决于目标性能的范围，并且包括自然时效、T4、T5、T6和T7。

[0014]铸件复杂性允许产品形状达到与现有钢设计相当或更高的刚度目标性能。

附图简述

[0015]图1描绘了应力-应变曲线。

[0016]图2(侧视图)描绘了三点弯曲试验。

[0017]图3a-3d图示了处理至T5状态的弯曲试验样品。

[0018]图4a-4d图示了处理至T6状态的弯曲试验样品。

[0019]图5描绘了由本发明范围内的铝合金构成的高压压铸件的弯曲性能的曲线图。

优选实施方案详述

[0020]本发明提供了具有适用于汽车铸件的均衡强度和抗撞性的铸造合金组成。广泛地，本发明的铸造合金包含：

6.0wt％-8.0wt％的Si，

0.12wt％-0.25wt％的Mg，

小于0.35wt％的Cu，

小于4.0wt％的Zn，

小于0.6wt％的Mn；

小于0.15wt％的Fe，

至少一种硅改性剂，

至少一种晶粒细化元素，和

余量的铝和杂质。

[0021]本文中所有的组分百分比均为重量百分比(wt％)，除非另外指出。当提及值的任何数字范围时，这些范围应被理解为包括所述范围最小值与最大值之间的每个数字和/或部分。例如，约6.0wt％至8.0wt％Si的范围将明确包括约6.1、6.2和6.3wt％的所有中间值，一直达到并包括8.0wt％的Si。术语“杂质”意指熔体的任何污染物，包括从铸造设备的元素浸出。杂质的容许范围对于各杂质成分均为小于0.05wt％，且杂质总含量小于0.15wt％。

[0022]本发明的铸造铝合金具有一定Mg浓度，该Mg浓度在存在过量硅时增加临界断裂应变(CFS)。虽然硅通过在铸造合金中促进高流动性和低收缩率来增加可铸性，但增加的硅含量导致硅颗粒形成，所述硅颗粒导致铸造体具有低的抗撞性。在一个实施方案中，选择本发明的Mg浓度以便在提供铸造合金中，在金属溶液中产生适当比例的Mg₂Si析出物，而在晶粒边界处没有过多的析出物形成，所述铸造合金在经受析出硬化时产生适合于汽车应用的拉伸强度和大于或等于10％的临界断裂应变(CFS)。

[0023]临界断裂应变(CFS)是用来表征抗撞性的一个值。CFS可以由工程应力-应变曲线导出，所述工程应力-应变曲线由被测试的合金样品产生。可以使用准静态自由弯曲试验(ASTME190)、准静态挤压试验、准静态轴向挤压或准静态三点弯曲来确定应力-应变曲线。

[0024]使用如图1中所描绘的应力-应变曲线，可以确定最大载荷下的工程应变(ε_m)10、最大载荷下的工程应力(δ_m)15和断裂载荷下的工程应力(δ_f)20，然后将它们代入以下等式来提供工程细化应变(ε_l，eng)：

ε_t，eng＝ε_m，/2+(1-(ε_m，/2))x(1-(δ_f/δ_m))

[0025]然后通过以下等式使用工程细化应变(ε_l，eng)导出临界断裂应变(CFS)：

CFS＝-ln(1-ε_l，eng)

[0026]通常，CFS值高的材料在大变形下比CFS值低的材料性能更好。通常，当特征在于CFS值低于10％时，现有的材料和合金组成在挤压试验中遭遇严重开裂。

[0027]在一个实施方案中，本发明的抗撞合金组成包括适合于重力或低压永久铸型或砂型铸造的Al-Si-Mg基合金，该合金具有下面的组成范围(均以重量百分比计)：

6.0wt％至8.0wt％的Si，

0.12wt％至0.25wt％的Mg，

小于0.35wt％的Cu，

小于4.0wt％的Zn，

小于0.6wt％的Mn，和

小于0.15wt％的Fe。

[0028]在另一实施方案中，本发明的抗撞合金组成包括适用于高压压铸的Al-Si-Mg合金，其中锰的重量百分比可以增加到0.55以防止压模焊接，其中增加的锰含量降低铸造过程期间合金粘附铸型的可能性。

[0029]可以增加铸造合金中的Cu水平以便增加合金的强度性能。但是，将Cu含量增加至大于0.35wt％可能对延展性有不利影响。可以增加Zn含量以便降低合金对凝固速率的敏感性。增加Zn含量对于更大厚度的铸件应用可以特别有效，其中，铸件最中心部分与直接接触铸型表面的铸件部分相比凝固速率显著不同。

[0030]本发明的合金组成还可以包括Si改性剂和晶粒细化剂。在一个实施例中，上述合金组成中可以包括含量小于或等于0.02wt％量的Si改性剂，其中所述Si改性剂选自Ca、Na、Sr和Sb。在一个实施例中，晶粒细化剂可以包括二硼化钛TiB₂或碳化钛TiC。如果用二硼化钛作为晶粒细化剂，那么合金中的硼浓度可以在0.0025wt％至0.05wt％的范围内。同样，如果用碳化钛作为晶粒细化剂，合金中的碳浓度可以在0.0025wt％至0.05wt％的范围内。典型的晶粒细化剂是包含TiC或TiB₂的铝合金。

[0031]本发明的一个方面是由上述合金组成形成铸件的方法，该方法包括特定的热处理。该合金热处理取决于目标性能的范围和类型，并且涉及自然时效、T4、T5、T6和T7状态。在一个实施方案中，T5热处理通常包括约150℃至250℃温度下的人工时效处理持续1/2小时至10小时的时间段。

[0032]通常，T6处理包括三阶段处理，从450℃至550℃温度下持续约1/2小时至约6小时的固溶热处理开始。固溶热处理之后，使用空气淬火、强制空气淬火、液雾淬火或液体浸没淬火进行淬火处理。注意到，只要铸件不发生变形或者不将残余应力引到铸件表面，就可以增加淬火速率，或者只要留在过饱和溶液中的析出元素的百分比不受到大的负面影响以致显著降低铸件强度，就可以减小淬火速率。淬火之后，将铸件人工时效至峰值强度，其中时效过程与处理至T5状态中所使用的时效过程类似。

[0033]T4处理通常包括类似于T6的三阶段处理，但在T4处理中的最后阶段，铸件被自然时效，而在T6热处理中，铸件是在提高的温度下被人工时效。更具体地，T4处理的第一阶段优选为450℃至550℃温度下持续约1/2小时至约6小时的固溶热处理。固溶热处理之后，使用空气淬火、强制空气淬火、液雾淬火或液体浸没淬火进行淬火处理。淬火之后，将铸件自然时效。

[0034]T7热处理类似于T6，并且还包含固溶热处理、淬火和时效处理步骤。与其中进行人工时效步骤至峰值强度的T6状态相反，T7热处理的时效处理步骤持续直至过度时效，其中在某些实施方案中，铸件的过度时效虽然对强度有负面影响，但其有利地提高耐腐蚀性。

[0035]铸造复杂性允许产品形状达到与现有钢设计相当或更高的刚度目标性能。

[0036]目标Al-Si-Mg合金与制造方法的结合提供了适合于碰撞应用的铸件。

[0037]在一个实施方案中，本合金的真空无冒口铸造/压力无冒口铸造(VRC/PRC)提供了非常灵活的工艺参数，其允许铸造任何零件，其中所述铸造零件可具有3mm或更大的壁厚，其中铸件可以是实心的或空心的。

[0038]真空无冒口铸造(VRC)/压力无冒口铸造(PRC)工艺适合于高完整性铝制汽车底盘和悬挂部件的批量生产。VRC/PRC是低压铸造工艺，其中在某些实施方案中，压力可以为大约6.0Psi。在VRC/PRC中，铸型位于密封炉上并且铸造腔通过(一个或多个)进料管连接到熔体。通过应用例如Ar的惰性气体向炉子施加压力将熔体引入模腔。在VRC/PRC设备的炉子中保持恒定的熔体水平，避免有时在更常规的低压系统中经历的反向浪涌(back-surges)。

[0039]多个填充管(茎秆(stalks))在模腔中提供理想的金属分布。与铸型和熔体表面之间的紧密耦合相结合的多个填充点允许较低的金属温度，使氢和氧化物污染最小化并且在铸造中提供易收缩区域的最大供给。所述多个填充管还允许铸型中有多个但仍独立的模腔。仔细排序的热控制使得从末端回至填充管的铸件迅速凝固，所述填充管随后充当进料冒口。

[0040]在本发明的另一实施方案中，可以在压铸应用中利用所述合金，所述压铸优选为高压压铸，例如Alcoa真空压铸(AVDC)。标题为“Vacuum Die-Casting Machine with Apparatus and Methodfor Controlling Pressure Behind the Piston”的美国专利No.5,246,055中描述了AVDC的更详细讨论，通过引用将该专利整体并入本文。

[0041]压铸是以高速和高压将熔融金属注入优选由高品质钢制成的铸型(压模)腔中的工艺。在理想条件下，腔充满之前金属不凝固。

[0042]Alcoa真空压铸(AVDC)是高压压铸的一种形式，其中AVDC优选在其将真空下的熔体抽入喷射管(shot tube)时将整个压模腔和喷射系统(shot system)抽空，然后在高压下将熔体注入压模。AVDC显著减少(优选除去)喷射系统和压模腔中的气氛。为此，优选将喷射和压模腔系统良好密封以避免在高真空下抽入周围空气。与典型的压铸相比，AVDC产生的真空比典型压铸可能提供的最高真空大至少一个数量级。如果基本上除去喷射系统和压模腔中的气氛，则在腔填充过程中能够实现很少至没有空气可与熔融金属混合并带入其中。

[0043]与提供约6Psi压力的低压真空无冒口铸造(VRC)/压力无冒口铸造(PRC)相比，AVDC产生的高压力比VRC/PRC铸造操作产生的压力大几个数量级，而在某些实施方案中，AVDC提供的压力为大约10Ksi或更大。

[0044]在一个实施例中，当本发明的合金用在不可预期的VRC/PRC铸件中时，其提供了与高压压铸形成的铸件(例如AVDC铸件)相当的弯曲性能，而与通过VRC/PRC制备的铸件相比时，弯曲性能的显著优势通常存在于通过高压压铸而铸造的合金中。

[0045]AVDC通常提供比VRC/PRC更高的凝固速率，因此导致铸件具有更小的晶粒尺寸、更小的颗粒尺寸和更小的枝晶间距，这些均有助于更大的延展性和更大的弯曲性能。通过利用本发明的铸造合金可以出乎意料地获得使用VRC/PRC铸造技术所形成铸件中的相当弯曲性能，其中对Mg含量进行调整以便减少Mg₂Si颗粒的形成，同时通过利用砂芯来减小铸件厚度以便提供小于6mm的壁厚，优选为4.0mm及薄至2.0mm，只要可铸性不受到有害影响即可。

[0046]提供以下实施例以便进一步说明本发明并证明由其产生的一些优点。并不意图将本发明限制在所公开的具体实施例。

实施例1：临界断裂应变

[0047]由定向凝固铸型和永久铸型制备代表本发明合金组成内三种合金组成的铸件。永久铸型系统的一个例子包括真空无冒口铸造/压力无冒口铸造。表I中提供了所测试的每个合金样品的组成，其中样品A是在实验室规模下由定向凝固铸型制备的，样品B和C是在生产规模下由真空无冒口铸造/压力无冒口铸造利用砂芯提供壁厚约为4mm的空心铸件而制备的。

表I 合金的组成

 

合金组成	Si	Mg	Cu	Zn	Fe
						A	7.05	0.1	0	2.57	0.02
B	7.03	0.16	0.35	0	0.06
						C	7.01	0.177	0	0.0025	0.087

[0048]铸造之后，用空气冷却样品。不管铸造工艺如何，来自定向凝固铸型和永久铸型的铸造结构的凝固速率基本相等。然后将铸造结构热处理至F、T5或T6状态。T5热处理包含约150℃至250℃温度下持续1/2小时至10小时的人工时效。T6处理包含450℃至550℃温度下持续约1/2小时至约6小时的固溶热处理、液体淬火以及150℃至250℃温度下持续1/2小时至10小时的人工时效。热处理之后，将铸件机加工成试验样品并依照ASTM B557对其进行张力试验。(参见ASTM B557：张力测试形变和铸造的铝及镁合金产品)。然后记录表I中所列合金的极限拉伸强度、屈服拉伸强度和伸长率。为表I中列出的各合金提供应力-应变曲线，由此可以确定临界断裂应变(CFS)。然后将临界断裂强度(CFS)、极限断裂强度(UTS)、拉伸屈服强度(TYS)和伸长率记录在表II中。

表II 合金的拉伸性能和CFS

 

合金	试验规模	状态	TYS(MPa)	UTS(MPa)	E(％)	CFS(％)
							A	实验室	T5	122	204	18	-
B	实验室	T5	150	232	10	-
							C	工厂	F	90	200	14	-
C	工厂	T5	144	218	10	7
							C	工厂	T5	110	190	14	10
C	工厂	T6	166	256	14	14
							C	工厂	T6	135	227	16	24
C	工厂	T6	180	270	10	9

[0049]结果显示能够通过控制合金组成和热处理来在用于汽车应用的Al-Si-Mg合金中实现强度和抗撞性的适当结合。在本发明的合金中通常观察到高延展性和高临界断裂应变。T5和T6状态都增加合金的强度。但是，当与T5状态相比时，在T6状态中随着强度增加观察到的延展性和临界断裂韧性的降低较慢。

实施例II：弯曲试验中裂纹的目视检查

[0050]然后用如表I中所列的合金组成C制备VRC/PRC铸件，将其处理至T5和T6状态然后进行弯曲试验和裂纹目视检查。铸件是由如上所述(VRC)/(PRC)铸造技术制备的并使用砂芯以提供约4.0mm的壁厚。T5和T6热处理的温度与实施例1中描述的热处理说明类似。改变热处理的时间段以便对于特定合金的变化强度测试弯曲性能。表III示出了铸件样品和热处理。

表III 合金的组成和状态

 

样品	试验规模	状态	TYS(MPa)	CFS(％)
					1	工厂	T5	144	7
2	工厂	T5	110	10
					3	工厂	T6	135	24
4	工厂	T6	180	9

[0051]将样品1和2处理至T5状态，其中样品1的时效时间大于样品2的时效时间。将样品3和4处理至T6状态，其中样品4的时效时间大于样品3的时效时间。

[0052]热处理之后，将样品机加工成试验板30a、30b，其长度约为60mm，宽度约为30mm，厚度约为2mm。

[0053]依照实施例1中描述的方法测量拉伸屈服强度(TYS)和临界断裂强度(CFS)并在此处列出以便与目视弯曲试验进行比较。

[0054]参照图2，弯曲试验与三点弯曲试验类似，其中基点25具有圆柱形几何形状，而加载鼻(loading nose)35具有楔形几何形状。在作用过程中，加载楔与试验板30a、30b的中心线接触(变形前的试验板用附图标记30a表示，变形后的试验板用附图标记30b表示)，使板30a、30b相对于基点变形。试验板30a、30b的变形持续至变形的板30b相对于平面p1的位移D1的顶点A1处形成约15°的角α1，所述平面p1穿过顶点A1并平行于变形前的板30a。

[0055]弯曲试验之后，对样品进行裂纹目视检查。裂纹的发生表明与未显示裂纹的样品相比较不适合于碰撞应用的样品。

[0056]参照图3a和3b，提供了样品1的图示，其中试验板变形至15°角，弯曲表面上有可见裂纹。具体地，样品1包含T5状态的合金组成C，其时效时间提供大约144MPa的TYS。

[0057]参照图3c和3d，提供了样品2的图解显示，其中试验板变形至15°角，在弯曲表面上没有明显的可见裂纹。具体地，样品2包含T5状态下的合金组成C，其时效时间提供约110MPa的TYS，其中用于制备样品2的时效时间小于样品1的时效时间。对比样品1和2，显示增加时效时间虽然增加了TYS，但也增加了裂纹发生从而导致降低的抗撞性。

[0058]参照图4a和4b，提供了样品3的图解显示，其中试验板变形至15°角，在弯曲表面上没有明显的可见裂纹。具体地，样品3包含T6状态下的合金组成C，其时效时间提供约135MPa的TYS。

[0059]参照图4c和4d，提供了样品4的图解显示，其中试验板变形至15°角，在弯曲表面上有可见裂纹。具体地，样品4包含T6状态下的合金组成C，其时效时间提供约180MPa的TYS，其中用于制备样品4的时效时间大于用于制备样品3的时效时间。对比样品3和4，显示增加时效时间虽然增加了TYS，但降低了抗撞性。

[0060]还注意到，弯曲试验过程中的裂纹与小于10％的临界断裂应变之间存在相关性。具体地，参照表III、图3a-3d和图4a-4d，注意到，在特征为临界断裂应变小于10％的合金和热处理的弯曲试验中发现可见裂纹，诸如样品1和4。

实施例III：高压压铸和真空无冒口铸造(VRC)/压力无冒口铸造(PRC)的弯曲性能比较

[0061]使用真空无冒口铸造/压力无冒口铸造和高压压铸制备代表本发明合金组成的试验样品。对试验样品进行热处理、机加工成试验板30a、30b并进行弯曲试验。合金组成由约9.0-10.0wt％的Si、约0.2wt％的Mg、约0.5-0.6wt％的Mn以及余量的铝和杂质构成。

[0062]使用砂芯铸造VRC/PRC试验样品以便提供约4.0mm的壁厚。压铸试验样品的厚度为约2.5mm。

[0063]对用VRC/PRC铸造工艺形成的试验样品进行热处理至T6状态。T6处理包括在450℃至550℃温度下持续约1/2小时至6小时的固溶热处理、液体淬火和在150℃至250℃温度下持续1/2小时至10小时的人工时效。

[0064]还对使用高压压铸形成的试验样品进行热处理至峰值强度，包括略微更高的时效温度，约为250℃至300℃。热处理之后，将试验样品机加工成厚度约2.0mm的试验板30a、30b。

[0065]对VRC/PRC铸件和高压压铸件进行弯曲试验。参照图2，弯曲试验与三点弯曲试验类似，其中基点25具有圆柱形几何形状，加载鼻35具有楔形几何形状。在作用过程中，加载鼻35接触试验板30a、30b的中心线，使试验板30a、30b相对于基点变形。试验板30a、30b的变形持续直至在视觉上证实裂纹的发生。裂纹发生时，施加到铸件的力和弯曲角。

[0066]施加到铸件的力是通过加载鼻35施加的力。参照图2，破坏角(failure angle)是在视觉上证实裂纹时的角a1。破坏角a1是从变形的板30b相对于平面p1的位移D1的顶点A1起测量的，所述平面p1穿过顶点A1并平行于变形之前的试验板30a。由本发明的合金形成的VRC/PRC铸件和高压压铸件的破坏角a1和力记录在表IV中。

表IV：高压压铸与VRC/PRC弯曲性能的比较

 

样品	力(N)	破坏角	铸造方法
				1	1386	44	VRC/PRC
2	1369	46	VRC/PRC
				3	986	52	VRC/PRC
4	895	51	VRC/PRC
				5	1018	53	高压压铸
6	1044	54	高压压铸
				7	1039	50	高压压铸
8	1039	53	高压压铸
				9	1059	53	高压压铸
10	882	45	高压压铸
				11	813	40	高压压铸
12	1008	51	高压压铸
				13	928	48	高压压铸
14	940	47	高压压铸

[0067]如表IV所示，VRC/PRC铸件的弯曲性能与高压压铸件的弯曲性能相当。具体地，记录的VRC/PRC铸件(样品1-4号)的破坏角为44-52°，记录的高压压铸件(样品6-14号)的破坏角为40-54°。

[0068]图5描绘了图解显示表IV中所记录高压压铸件样品(样品6-14号)的弯曲性能的曲线图，其中y轴绘出通过加载鼻35施加的力(N)，且位移(mm)表示由加载鼻的力在试验板30b顶点处产生的位移。各绘制的数据线表示试验样品，其中为清楚起见，数据线被沿着x轴移位。每条曲线之上的区域表示在弯曲过程中导致可见裂纹的力和位移，每条曲线之下的区域表示不导致可见裂纹的力和位移。

[0069]虽然已经具体地示出本发明并根据其优选实施方案对其进行了描述，但本领域的技术人员清楚，可以在不脱离本发明的精神和范围的情况下可以在形式和细节上做出前述和其它改变。因此意图在于本发明不限于所描述和说明的确切形式和细节，而是落在所附权利要求的范围内。

Claims (21)

1.一种本发明的Al-Si-Mg合金，其包含：

约6.0wt％至约8.0wt％的Si；

约0.12wt％至约0.25wt％的Mg；

小于或等于约0.35wt％的Cu；

小于或等于约4.0wt％的Zn；

小于或等于约0.6wt％的Mn；

小于或等于约0.15wt％的Fe；和

余量的铝和杂质。

2.如权利要求1所述的Al-Si-Mg合金，还包含小于或等于0.02wt％量的至少一种硅改性剂，其中所述至少一种硅改性剂包括Ca、Na、Sr、Sb或其组合。

3.如权利要求1所述的Al-Si-Mg合金，还包含小于或等于0.1wt％量的晶粒细化剂，其中所述至少一种晶粒细化剂包括TiB₂或TiC。

4.如权利要求1所述的Al-Si-Mg合金，其中Mn含量的范围是0.5wt％至0.6wt％。

5.如权利要求1所述的Al-Si-Mg合金，其中Si含量的范围是6.5wt％至7.5wt％，且Mg含量的范围是0.12wt％至约0.19wt％。

6.铸件，其包含：

包含如下成分的合金组成的铸造体：

约6.0wt％至约8.0wt％的Si；

约0.12wt％至约0.25wt％的Mg；

小于或等于约0.35wt％的Cu；

小于或等于约4.0wt％的Zn；

小于或等于约0.6wt％的Mn；和

小于或等于约0.15wt％的Fe。

7.如权利要求6所述的铸件，其中所述铸造体处于F、T5、T6或T7状态，并且具有100MPa至180MPa范围内的拉伸强度，而且具有大于10％的临界断裂应变。

8.如权利要求6所述的铸件，其中所述铸造体的伸长率等于10％至20％。

9.如权利要求6所述的铸件，其中所述合金组成还包含小于或等于0.02wt％量的至少一种Si改性剂，其中所述至少一种Si改性剂包括Ca、Na、Sr、Sb或其组合。

10.如权利要求6所述的铸件，其中所述合金组成还包含存在量小于或等于0.1wt％的至少一种晶粒细化剂，其中所述至少一种晶粒细化剂选自Ti、B和C。

11.如权利要求6所述的铸件，其中所述铸造体具有板几何形状，其中所述铸造体在三点试验中变形至15度角时不显示出可见裂纹。

12.一种铸造方法，包括：

提供具有包含如下成分的合金组成的熔体：

约6.0wt％至约8.0wt％的Si；

约0.12wt％至约0.25wt％的Mg；

小于或等于约0.35wt％的Cu；

小于或等于约4.0wt％的Zn；

小于或等于约0.6wt％的Mn；和

小于或等于约0.15wt％的Fe；

将所述熔体铸造成铸造体；和

对所述铸造体进行热处理。

13.如权利要求12所述的方法，其中所述热处理包括处理至F、T5、T6或T7状态。

14.如权利要求12所述的方法，其中所述处理至T5状态包括在约150℃至250℃的温度下进行人工时效持续约1/2小时至约10小时的时间段。

15.如权利要求13所述的方法，其中所述处理至T6状态包括在450℃至550℃的温度下进行固溶热处理持续约1/2小时至约6小时的时间段，淬火并人工时效至峰值强度。

16.如权利要求13所述的方法，其中所述人工时效至峰值强度包括在约150℃至250℃的温度下进行处理持续约1/2小时至约10小时的时间段。

17.如权利要求13所述的方法，其中所述处理至T7状态包括在450℃至550℃的温度下进行固溶热处理持续约1/2小时至约6小时的时段，淬火并人工过度时效。

18.如权利要求13所述的方法，还包括通过AVDC法进行铸造。

19.如权利要求13所述的方法，其中Mn含量小于0.15wt％，并且还包括通过真空无冒口铸造/压力无冒口铸造进行铸造。

20.如权利要求19所述的方法，还包括利用砂芯与真空无冒口铸造/压力无冒口铸造结合以便提供约6mm或更小的壁厚。

21.如权利要求19所述的方法，其中所述铸造体处于F、T5、T6或T7状态，并且具有100MPa至180MPa范围内的拉伸强度，而且具有大于10％的临界断裂应变。

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