具有改进性质的Ai-Mg-Si 铝合金的制作方法
【专利摘要】可挤压的Al-Mg-Si铝合金，具有改进的强度、耐腐蚀性、压裂性质和温度稳定性，特别是在车辆前部部件中或接近车辆前部部件为有用的。该合金的组成限定在Mg-Si图的以下坐标点内：a1－a2－a3－a4，其中以wt％计，a1＝0.60Mg，0.65Si，a2＝0.90Mg，1.0Si，a3＝1.05Mg，0.75Si和a4＝0.70Mg、0.50Si，并且其中该合金在挤压型材中具有未再结晶晶粒组织，此外其还包含以wt％计的以下合金组分：Fe最高至0.30 Cu 0.1－0.4 Mn 0.4－1.0 Cr最高至0.25 Zr最高至0.25和Ti 0.005－0.15偶存杂质每种最高至0.1并且包括最高至0.5的Zn，余量为Al。
【专利说明】具有改进性质的Ai-Mg-Si铝合金
[0001] 本发明涉及具有改进的强度、耐腐蚀性、压裂（crush)性质和温度稳定性的 Al-Mg-Si铝合金。
[0002] 例如在其中铝部件暴露于腐蚀性环境、高温（当在引擎中使用或接近引擎时）的 车辆前部结构中需要上面提及的类型的合金，并且该合金同时需要高强度和良好的压裂性 质。
[0003] 龙头汽车制造商的材料标准指定了用于汽车的挤压错合金的材料性质。目前，最 有挑战的强度级别（C28)具有以下主要要求：
[0004] · RpO. 2>280MPa
[0005] ?在中空截面的轴向压裂测试时的良好行为（仅允许少量裂纹）
[0006] ?在 15〇Γ 下 1000 小时之后 Rp〇_ 2>265MPa
[0007] ?良好的腐蚀性质
[0008] 对于下一个强度级别（C24)，RpO. 2的要求是在温度暴露之前最低240MPa和在 150°C下1000小时之后最低230MPa。
[0009] 本申请中上面和随后使用的符号"C24"、"C28"等意指合金的拉伸屈服强度性质 RpO. 2 ;例如如上所述C28意指RpO. 2>280MPa的要求，并且C24意指RpO. 2>240MPa的要求。
[0010] 已经开发了用于汽车的具有高延展性和强度的多种合金。从us 4525 326/Swiss Aluminum知道这样的合金的一个实例，其公开了以wt %计包含0· 3 - 1. OMg和0. 3 - 1. 2Si的Al-Mg-Si合金，并且其中添加 V用于改进合金的延展性。在该专利中声称0. 05 _ 0. 20wt. % V的添加与限定为Fe含量的1/4至2/3内的Μη含量组合，明显改进了宽范围的 Al-Mg-Si合金的延展性。在该US 4 525 326公开中没有提及钛Ti。
[0011] 从EP 2072628(Aleris)知道类似的合金，其限定了 0. 6 - 0. 95的Mg和0. 5-0. 95wt%的Si并且还包含钒（V)以及镍（Ni)。添加 Ni来改进屈服强度和拉伸强度以及热 稳定性。Μη的量为0. 1 - 0. 3wt%。
[0012] EP 2 103 701B1 (Bi^kelmann)描述了一种合金组合物，就Mg(0.58-0.67wt°% )和Si(0.68 _ 0.77wt% )而言其非常窄并且其还包含少量的Cu(0. 24 _ 0· 32?t% )和Μη(0· 68 _ 0· 77wt% )。该合金据称改进了屈服和拉伸强度，但是比具有更 高的Mg/Si比的合金可能为较少温度稳定的。
[0013] EP 1 041 165(Kobe)涉及具有 0· 30 - 0· 70wt% Mg 和 0· 10 - 0· 50wt% Si 的 Al-Mg-Si合金组合物。然而，由于Mn、Cr和Zr的低含量，该已知的合金在大部分情况下将 在挤压型材中产生再结晶组织。
[0014] EP 2 157 200A1 (Aisin/Sumitomo)和 DE 10 2008048 374A1 (Honsel)也是这种 情况，其也是元素（Mn、Cr和Zr)少，从而在均匀化过程期间产生弥散体颗粒（参见随后讨 论这些颗粒的章节）。
[0015] 本发明提供的Al-Mg-Si合金不仅具有髙拉伸强度和屈服强度，而且同时具有改 进的压裂性质且是温度稳定的。
[0016]开发该合金用于挤压产品，其中需要良好的压裂行为、延展性等，然而，其可用于 其它目的（例如铸造坯料的锻造）。
[0017] 本发明的特征在于所附独立权利要求1和从属权利要求2 - 12限定的特征。
[0018] 下面将通过实施例并参考附图进一步描述本发明，其中：
[0019] 图1是显示本申请的初始部分中解释的现有技术专利申请中描述的一些 Al-Mg-Si合金的Mg和Si含量的图表，
[0020] 图2显示相同的图表，但是描绘了根据本发明的权利要求1的Mg和Si窗口。
[0021] 图3显示了较窄Mg-Si窗口 bl-b4和cl-c4形式的本发明的优选实施方案和研究 的合金以及由Honsei和描述的现有技术合金中的一些的Mg-Si含量。
[0022] 图4显示了由包括在表1和2以及图3中的不同合金挤压的型材的横截面。
[0023] 图5显示了系列1的测试中不同合金的拉伸测试之后的Rp〇. 2,其中数字0、500和 1000表示在185°C下6小时的时效循环之后在150?下的温度暴露的小时数。
[0024]图6显示了系列1中不同合金的拉伸测试之后的Rp〇. 2,其中数字〇、5〇〇和1000 表示在205°C下5小时的时效循环之后在150°C下的温度暴露的小时数。
[0025] 图7显不了合金A1的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（RpO. 2 = 284MPa)。
[0026] 图8显示了合金A2的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（RpO. 2 = 284MPa)。
[0027] 图9显示了合金B1的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（RpO. 2 = 281MPa)。
[0028] 图10显示了合金B2的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（RpO. 2 = 289MPa)。
[0029] 图11显示了合金Cl的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（Rp〇. 2 = 277MPa)。
[0030] 图12显示了合金6061的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织（RpO. 2 = 288MPa)。
[0031] 图13显示了合金C28-C2的压裂样品（Rp〇. 2 = 285MPa)。
[0032] 图14显示了合金C28-C3的压裂样品（Rp〇. 2 = 281MPa)。
[0033] 图15显示了用于评价不同材料的弯曲行为的设备和装置。
[0034]图I6显示了从24小时IGC腐蚀测试之后的合金C28-C2的挤压型材取得（接近 表面）的横截面的两幅图片。两幅图片显示样品的相同区域，左边图片显示腐蚀侵蚀深度 并且右边图片显示在将样品阳极化之后的晶粒组织。
[0035]图I7显示了从24小时IGC腐蚀测试之后的合金C28-C3的挤压型材取得（接近 表面）的横截面的两幅图片。两幅图片显示样品的相同区域，左边图片显示腐蚀侵蚀深度 并且右边图片显示在将样品阳极化之后的晶粒组织。
[0036]图is显示了 7〇〇3合金的压裂样品的图片，其中左边显示了在不完全时效条件下 Rp〇_ 2 = 294MPa的样品（T6x-在130°C下时效8小时）并且右边显示了在过时效条件下 Rp〇_ 2 = 28〇MPa的样品（T7 -在17(TC下时效6小时）。
[0037]图I9显示了根据本发明的合金C28_B2的压裂样品的图片，其中左边图片显示了 在过时效条件下RpO· 2 = 289MPa的样品（T7-在205?下时效5小时）并且右边显示了在 峰值强度条件下Rp〇. 2 = 3〇3MPa的样品（T6 -在185°C下时效6小时）。
[0038]图20显示了用于与本发明有关的第一和第二测试系列的Mg-Si窗口和测试的合 金组成。
[0039]图21是显示合金第二系列测试合金al-a4的机械性质的条形图。
[0040]图22是显不第二系列测试的合金cl-c4加上具有较高Mg/Si比的"Honsel"合金 的机械性质的另一个条形图。
[0041]图23是显示具有不同Cu含量的合金XI的机械性质的又一条形图。
[0042] 图24是显示具有不同Cu含量的合金C2的机械性质的条形图。
[0043]图25是显示具有不同Ti含量的合金XI的机械性质的另一条形图。
[0044]图26是显示具有不同Ti含量的合金C2的机械性质的又一条形图。
[0045] 图27显示了图28中显示的类型的压裂测试试样所取得的照片实例。
[0046]图28显示了用于额外的第三系列合金的压裂测试的试样。
[0047]图29是Cu合金的压裂测试试样的照片，显示了在T7条件下不同合金变体的压裂 行为。
[0048] 本发明人通过他们与本发明相关的Al-Mg-Si合金的研究发现：
[0049] ?温度稳定性随着增加的Mg/Si比和增加的Cu含量而改进。
[0050] · Al-Mg-Si合金的强度随着减小的Mg/Si比而提高。
[0051] 鲁随着增加的Cu含量，强度提高并且保持压裂行为。
[0052] · Ti改进耐腐蚀性并且还可改进压裂行为。
[0053] 籲在相同的屈服强度水平下，过时效条件（T7)比不完全时效条件（T6x)在压裂测 试中表现更好。
[0054] ?使用未再结晶组织相对于再结晶组织对压裂和腐蚀行为存在显而易见的益处。
[0055] 关于后者，合金化元素 Mn、Cr和Zr在均匀化过程期间产生弥散体颗粒。这些颗粒 在加热阶段期间析出并且在保持温度下均热期间生长和粗化。Μη和Cr均与Al、Si和Fe - 起形成弥散体颗粒，而如果Si含量低那么Zr仅与A1 -起形成弥散体颗粒，并且对于在本 合金中更高的Si含量与A1和Si -起形成弥散体颗粒。颗粒的数密度取决于合金化元素 的量、均匀化温度和保持时间。
[0056] 为了在挤压型材中获得未再结晶晶粒组织，需要弥散体颗粒的一定数密度。该需 要的数密度取决于型材形状、坯料温度、挤压速度和挤压型材的表面区域中可允许的再结 晶层。对于厚型材、低挤压速度并且如果允许相对厚的再结晶晶粒层，弥散体颗粒的数密度 可相当低。对于厚壁中空型材并且采用最大可能的挤压速度和几乎不允许再结晶层，弥散 体颗粒的数密度需要为高得多。
[0057] 如上所解释的，可通过三种提及的合金化元素中的仅一种获得弥散体的高数密 度，但是两种或更多种元素的组合可为有益的，以便获得弥散体颗粒的良好分布。还通过均 匀化温度确定数密度。低温促进高数密度，而高温给出弥散体颗粒的较低数密度。弥散体 颗粒的数密度将随着在温度下增加的保持时间而降低。因此，对于给定的形成弥散体的合 金化元素的添加，在较低范围内的均匀化温度下的短时间给出弥散体颗粒的最高数密度。
[0058] 产生主要是未再结晶组织和可接受的压裂性能的弥散体颗粒的最低数密度会是 理想的。任何过量的弥散体颗粒是不必要的并且不是想要的。对此的原因是弥散体颗粒引 起变形抗力增加，导致较低的最大挤压速度和较低的生产率。因此希望平衡弥散体颗粒的 数目。均匀化参数的选择会基于所需要的弥散体颗粒的数密度、合金化元素例如Mg、Si和 Cu的浓度梯度的消除以及在铸造期间形成的一次含Fe颗粒的球化处理和破碎。
[0059] 530至590?之间的任何保持温度会是可能的。低于530?，合金中的Mg和Si将 不完全溶解并且大的Mg2Si颗粒将存在于坯料中。高于590°C，在坯料中的反偏析区域（在 铸造过程期间形成的坯料中富集的外层）中存在变得过度熔融的相当大的风险。例如仅添 加 Μη(作为形成弥散体的元素）和朝向合金窗口的下端，会需要使用低的均匀化温度以便 产生的弥散体颗粒的数密度高得足以避免在挤压期间的再结晶。在该低温下，一次颗粒的 球化处理将非常缓慢。因此，较高量的形成弥散体的元素与稍微较高的均匀化温度组合会 是有益的。Μη和Cr 一起添加和540至580°C之间的均匀化温度似乎给出弥散体颗粒的最 好分布、弥散体颗粒所必要的数密度和一次颗粒可接受的球化处理。均匀化温度下的时间 通常会是2 _ 10小时。
[0060] 如上所述，本发明涉及可挤压的Al-Mg-Si铝合金，其具有改进的强度、耐腐蚀性、 压裂性质和温度稳定性，并且特别是在车辆的前部结构中其为有用的。
[0061] 本发明的合金的组成限定在Mg-Si图的以下坐标点内：
[0062] al-a2-a3-a4,
[0063] 其中以 wt%计，al = 0· 60Mg，0_ 65Si，a2 = 0· 90Mg，1· OSi，a3 = 1. 05Mg，0_ 75Si 和a4 = 0· 70Mg、0. 50Si，并且其中该合金在挤压型材中具有未再结晶晶粒组织，此外其还 包含以wt%计的以下合金组分：
[0064] Fe 最高至 0· 30
[0065] Cu 0. 1 - 0. 4
[0066] Μη 0· 4 - 1. 0
[0067] Cr 最高至 0· 25
[0068] Zr 最高至 0· 25
[0069] Ti 0· 005 _ 0· 15 和
[0070] 偶存杂质每种最高至0. 1并且包括最高至〇· 5的Zn，余量为Al。
[0071] 图1是显示本申请的特别部分中初始解释的现有技术专利申请中描述的一些 Al-Mg-Si合金的Mg和Si含量的图表。
[0072]图2显示了相同的图表，但是其中描绘了根据本发明的Mg和Si窗口并且其用如 上所述的坐标al、a2、a3、a4限定。
[0073] 由坐标al、a2、a3、a4限定的Mg和Si窗口的下部（Mg和Si的最低和）包括C24 合金，而上部包括未来可能的C32合金。该Mg-Si窗口限定了本发明合金的外部限制。应 当注意该窗口在B:r6kelamaan专利中显示的实施例之外。本发明的优选实施方案进一步 如图3中的Mg-Si窗口 bl-b4和cl-c4所示。最窄的Mg-Si窗口仅包括满足C28要求的合 金。
[0074] 第一测试系列
[0075] 在第一测试系列中测试了总共6种不同的根据本发明的合金。将这些合金铸造为 Φ2〇3πιπι圆材。在下表1中显示了合金组成。由于大量的形成弥散体的元素胞和Cr,标记 C28的全部5种合金在挤压型材中将全部给出未再结晶组织。弥散体，如之前所述在均匀化 热处理期间形成，充当抵抗位错和晶界移动的阻挡体。如果弥散体的数密度足够高，那么将 保留在挤压期间形成的变形组织。通常，由于在该区域中非常高的变形速率，经常在挤压型 材的表面中观察到再结晶层。随着弥散体颗粒的数密度降低，再结晶层的厚度将增加。弥 散体颗粒的不均匀分布将可能给出与较低数密度类似的结果。对于压裂行为的对比，包括 了标准6061合金。该合金通常在挤压型材中产生再结晶晶粒组织。
[0076] 均匀化循环如下：从约200°C加热直到575°C;在575°C下2小时15分钟的保持时 间，并且以约400°C /小时冷却至低于200°C的温度。
[0077] 表1测试的第一合金系列的C28合金的合金组成
[0078]
【权利要求】
1. 可挤压的Al-Mg-Si铝合金，具有改进的强度、耐腐蚀性、压裂性质和温度稳定性，特 别是在车辆的前部结构中为有用的，其特征在于 ： 该合金的组成限定在Mg-Si图的以下坐标点内： al - a2 - a3 - a4， 其中以 wt%计，al = 0· 60Mg，0. 65Si，a2 = 0· 90Mg，1. 0Si，a3 = 1. 05Mg，0. 75Si 和 a4 =0. 70Mg、0. 50Si，并且其中该合金在挤压型材中具有未再结晶晶粒组织，此外其还包含以 wt %计的以下合金组分： Fe最高至0. 30 Cu 0. 1 - 0. 4 Μη 0. 4 - 1. 0 Cr最高至0. 25 Zr最高至0. 25和 Ti 0. 005 - 0. 15 偶存杂质每种最高至〇. 1并且包括最高至〇. 5的Zn，余量为Al。
2. 根据权利要求1的合金，其特征在于：Mg/Si比为0. 9 - 1. 4。
3. 根据权利要求1和2的合金，其特征在于：更优选地，该合金限定在坐标点bl - b2 - b3 - b4 内，其中以 wt% 计，bl = 0· 76Mg，0. 55Si，b2 = 1. 02Mg，0. 74Si，b3 = 0· 90Mg， 0·91Si 和 b4 = 0· 67Mg、0. 68Si。
4. 根据权利要求1 一 3的合金，其特征在于：更优选地，该合金限定在坐标点cl 一 c2 - c3 - c4 之间，其中以 wt % 计，cl = 0· 80Mg，0. 59Si，c2 = 0· 94Mg，0. 70Si，c3 = 0· 85Mg，0. 84Si 和 c4 = 0· 72Mg、0. 71Si。
5. 根据权利要求1 一 4的合金，其特征在于：Mg/Si比为1. 0 - 1. 3。
6. 根据权利要求1 一 5的合金，其特征在于：它优选包含0. 10 - 0. 28wt% Fe。
7. 根据权利要求1 一 6的合金，其特征在于：它优选包含0. 15 - 0. 30wt% Cu。
8. 根据权利要求1 一 7的合金，其特征在于：它优选包含0.50 - 0.70wt% Μη和0. 10 - 0. 20wt% Cr，其中Μη和Cr 一起存在于合金中。
9. 根据权利要求1 一 8的合金，其特征在于：在520 - 590°C的温度下将该合金均匀化 0. 5 - 24小时并且均匀化之后的冷却速率在从520到250°C的间隔中大于200°C /小时。
10. 根据权利要求1 一 9的合金，其特征在于：更优选在540 - 580°C的温度下将该合 金均匀化2 - 10小时。
11. 根据权利要求1 一 10的合金，其特征在于：将该合金铸造成坯料然后进行均匀化。
12. 根据权利要求1 一 11的合金，其特征在于：将该合金再加热至优选的温度然后进 行挤压。
13. 根据权利要求1 一 12的合金，其特征在于：优选将由该合金制备的挤压型材从 500 - 580的温度水淬火降至低于200°C的温度。
14. 根据权利要求1 一 13的合金，其特征在于：优选将该合金在185 - 215°C的温度下 过时效1 一 25小时的时间。
15. 根据权利要求1 - 13的合金，其特征在于：更优选将该合金在200 - 210°C的温度 下过时效2 - 8小时的时间。
【文档编号】C22F1/05GK104245981SQ201380021642
【公开日】2014年12月24日 申请日期:2013年4月25日 优先权日:2012年4月25日
【发明者】U·通达尔, O·雷索, S·R·斯基耶沃尔德, A·D·库比亚克 申请人:诺尔斯海德公司