CN104245981B - 具有改进性质的Al‑Mg‑Si铝合金 - Google Patents

具有改进性质的Al‑Mg‑Si铝合金 Download PDF

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Abstract

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。

Description

具有改进性质的Al-Mg-Si铝合金
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。
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。
龙头汽车制造商的材料标准指定了用于汽车的挤压铝合金的材料性质。目前，最有挑战的强度级别(C28)具有以下主要要求：
●Rp0.2>280MPa
●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)
●在150℃下1000小时之后Rp0.2>265MPa
●良好的腐蚀性质
对于下一个强度级别(C24)，Rp0.2的要求是在温度暴露之前最低240MPa和在150℃下1000小时之后最低230MPa。
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Rp0.2；例如如上所述C28意指Rp0.2>280MPa的要求，并且C24意指Rp0.2>240MPa的要求。
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/SwissAluminum知道这样的合金的一个实例，其公开了以wt％计包含0.3－1.0Mg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Mn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。
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。Mn的量为0.1－0.3wt％。
EP 2 103 701B1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(0.24－0.32wt％)和Mn(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。
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。
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)。
本发明提供的Al-Mg-Si合金不仅具有高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。
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)。
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。
下面将通过实施例并参考附图进一步描述本发明，其中：
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，
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。
图3显示了较窄Mg-Si窗口b1-b4和c1-c4形式的本发明的优选实施方案和研究的合金以及由Honsel和描述的现有技术合金中的一些的Mg-Si含量。
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。
图5显示了系列1的测试中不同合金的拉伸测试之后的Rp0.2，其中数字0、500和1000表示在185℃下6小时的时效循环之后在150℃下的温度暴露的小时数。
图6显示了系列1中不同合金的拉伸测试之后的Rp0.2，其中数字0、500和1000表示在205℃下5小时的时效循环之后在150℃下的温度暴露的小时数。
图7显示了合金A1的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织(Rp0.2＝284MPa)。
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(Rp0.2＝284MPa)。
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(Rp0.2＝281MPa)。
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(Rp0.2＝289MPa)。
图11显示了合金C1的压裂样品与型材的横截面中相应的晶粒组织(Rp0.2＝277MPa)。
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(Rp0.2＝288MPa)。
图13显示了合金C28-C2的压裂样品(Rp0.2＝285MPa)。
图14显示了合金C28-C3的压裂样品(Rp0.2＝281MPa)。
图15显示了用于评价不同材料的弯曲行为的设备和装置。
图16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。
图17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。
图18显示了7003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Rp0.2＝294MPa的样品(T6x-在130℃下时效8小时)并且右边显示了在过时效条件下Rp0.2＝280MPa的样品(T7－在170℃下时效6小时)。
图19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Rp0.2＝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Rp0.2＝303MPa的样品(T6－在185℃下时效6小时)。
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。
图21是显示合金第二系列测试合金a1-a4的机械性质的条形图。
图22是显示第二系列测试的合金c1-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。
图23是显示具有不同Cu含量的合金X1的机械性质的又一条形图。
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。
图25是显示具有不同Ti含量的合金X1的机械性质的另一条形图。
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。
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。
图28显示了用于额外的第三系列合金的压裂测试的试样。
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。
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：
●温度稳定性随着增加的Mg/Si比和增加的Cu含量而改进。
●Al-Mg-Si合金的强度随着减小的Mg/Si比而提高。
●随着增加的Cu含量，强度提高并且保持压裂行为。
●Ti改进耐腐蚀性并且还可改进压裂行为。
●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。
●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。
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。Mn和Cr均与Al、Si和Fe一起形成弥散体颗粒，而如果Si含量低那么Zr仅与Al一起形成弥散体颗粒，并且对于在本合金中更高的Si含量与Al和Si一起形成弥散体颗粒。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。
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。
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。
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。
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℃，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Mn(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。Mn和Cr一起添加和540至580℃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。
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。
本发明的合金的组成限定在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
Ti 0.005－0.15和
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。
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。
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a1、a2、a3、a4限定。
由坐标a1、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b1-b4和c1-c4所示。最窄的Mg-Si窗口仅包括满足C28要求的合金。
第一测试系列
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φ203mm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Mn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。
均匀化循环如下：从约200℃加热直到575℃；在575℃下2小时15分钟的保持时间，并且以约400℃/小时冷却至低于200℃的温度。
表1测试的第一合金系列的C28合金的合金组成
合金名称 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
C28-A1 0，55 0，84 0，18 0，27 0，50 0，15 0，01
C28-A2 0，56 0，84 0，18 0，18 0，49 0，15 0，01
C28-B1 0，62 0，78 0，22 0，24 0，66 0，00 0，01
C28-B2 0，66 0，77 0，21 0，24 0，52 0，17 0，01
C28-C1 0，79 0，61 0，19 0，25 0，52 0，15 0，01
6061-B 0.65 0.89 0.26 0.25 0.01 0.06 0，01
参见表2，制备了除了第一系列的测试中包括的额外的多种合金用于进一步的测试。两种合金类似于C1合金，但是在该系列中包括了 采用略微更高的Mg和Si含量。这样做是因为C1合金在拉伸性质方面略微太低，以便满足Rp0.2>280MPa的C28要求。在该系列中还包括了称为C24－X1的C24合金，其旨在满足Rp0.2>240MPa的最低C24要求。
表2 测试的额外合金的合金组成。这包括两种C28合金和一种C24合金。
合金名称 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
C28-C2 0，81 0，71 0，20 0，24 0，52 0，16 0，02
C28-C3 0，82 0，72 0，21 0，24 0，53 0，17 0，10
C24X1 0，71 0，58 0，19 0，18 0，53 0，15 0，01
在工业挤压机中挤压坯料至具有如图4所示的横截面的型材。在感应炉中将坯料预热至约500℃的温度。在挤压之后通过位于压机开口后方约1m的淬火箱将型材水淬火。随后在切割型材之前将型材拉伸约0.5％。在时效之前将所有的型材储存几天并且在一些情况下储存几个星期。
图5显示了对于系列1中不同的合金在185℃下时效6小时之后和在150℃下不同时间的温度暴露之后的Rp0.2。通过对比合金A1和A2，可以观察到温度稳定性随着Cu含量的增加而略微增加。通过对比A、B和C合金，可以观察到在温度暴露时的强度损失随着增加的Mg/Si比剧烈地降低。在185℃下6小时的初始时效循环之后，合金B1和B2满足了对温度稳定性的要求，其在150℃下1000小时之后为265MPa。合金C1在185℃下的初始时效循环之后显示低得多的强度，但是似乎几乎不受在150℃下的温度暴露所影响。
通常，随着合金的强度提高，延展性和压裂性能降低。因此，推荐要么制备仅满足在T6条件下的要求的合金，要么将具有较高潜在强度(strength potential)的合金过时效至仅高于该要求的强度。通过图6所示的实例完成过时效，其中在205℃下将所有的合金时效5小时。除了合金C1具有恰好低于280MPa的要求的Rp0.2值，所有其它合金具有恰好高于该要求的Rp0.2值。以这作为起始点，仅合金C28－C1满足在150℃下1000小时的温度暴露之后265MPa的最小Rp0.2的要求。
这显示了关于对温度稳定性的要求优化的Mg/Si比略微高于C28－B1和C28－B2合金。另一方面，Mg/Si比不应比合金C28－C1高太多，因为机械性质将太低而不满足C28要求。在由如图2所示的a1－a4所限定的区域中找到优化的Mg/Si比。
在图7－12中显示了压裂型材的图片连同型材的横截面中的晶粒组织。在图4中显示了型材的横截面图。通过轴向压裂使型材变形；以200mm的笔直型材开始并以67mm的压裂型材结束。
除了图9中的C28－B1样品和图12中的6061样品，所有其它合金显示可接受的压裂行为。接受丁字接头中少量小裂纹并且不能接受对于合金C28－B1和6061所示的折痕中的裂纹。
关于压裂行为为什么C28－B1劣于C28－B2的原因可以是由于在图9中的显微图片中见到的相对粗大的再结晶表面层，这是图10中是不存在的。然而，合金C28-C1的再结晶表面层(图11)类似于C28－B1(图9)因此粗大的再结晶表面层不可能是该区别的唯一解释。C28－B1合金和其它C28合金的一个区别是在合金C28－B1中不存在铬(Cr)。已知在包晶反应中Cr凝固在铝中(在凝固的第一种材料中)。在铸造坯料中，最高浓度的Cr将处于晶粒的内部。在共晶反应中Mn凝固在铝中(在凝固的最后一种材料中)。最高浓度的Mn因此将朝向坯料的铸造组织中的晶界。在挤压型材中在挤压方向上这些晶粒将被拉伸。坯料中弥散体颗粒的均匀分布还将给出挤压型材中更均匀的分布。因此，Cr和Mn两者的添加比仅Mn或Cr的添加将给出弥散体颗粒的更好分布。弥散体颗粒的均匀分布本身可产生变形的更加均匀的分布并且不是仅通过所得的晶粒组织。因此，合金C28-B1的差行为的原因可为缺少Cr和因此弥散体颗粒的更不均匀的分布。
由于少量的形成弥散体的元素(无Mn和0.06wt％Cr)，合金6061在挤压型材中产生再结晶组织。6061合金具有类似于该研究中不同的C28合金的Rp0.2值，但是压裂行为似乎是差的。行为上的这种差异可以为晶粒组织差异的结果或者其可以是由于该合金中弥散体颗粒低得多的数密度。较低数目的弥散体可能不分散变形，以及对于具有高 数目的弥散体的变体。
因为关于温度稳定性最有希望的变体C28－C1给出略微太低的Rp0.2值，所以铸造了新的变体C28－C2。在表2中给出了该变体的合金组成。在该系列的合金中还包括：一种合金C28－C3，与合金C28－C2中的0.02wt％相比其具有0.10wt％的Ti(钛)含量；和C24－X1合金，关于Mg/Si比其类似于C28－C1，但是具有略微更低的Mg、Si和Cu含量。
图13和14分别显示了合金C28－C2和C28－C3的压裂型材。两种样品的压裂行为评级为好的，但是具有Ti的样品(图14)评级比不具有Ti的样品略微更好。
还通过对两种合金进行的弯曲测试将这两种合金评级。在图15中显示了用于弯曲测试的设备和装置。弯曲测试由汽车制造商Daimler开发。弯曲角由观察到第一个裂纹限定，其还清楚地见于力位移曲线中。样品是型材的平坦部分，使其沿着与挤压方向呈90°(即垂直于挤压方向)的轴弯曲。测量的弯曲角是在样品中观察到第一个裂纹时的角度。这可在测试之后的样品上看到，但是首先由在测试期间记录的力位移曲线中的降低来记录。在表3中给出了来自测试的结果并且显示在观察到第一个裂纹之前合金C28－C3可比合金C28－C2弯曲到更大的角度。这表明具有Ti的合金比不具有Ti的合金更有延展性。
已知在包晶反应中Ti凝固在铝中并且因此处于首先凝固的材料的部分中，即处于晶粒内部中。合金C28－C3中添加的量的Ti在很大程度上不出现在任何一次或二次颗粒中，并且大部分Ti似乎在固溶体中。
在挤压之后，Ti将位于原始为坯料中铸造晶粒内部的带中。在挤压型材中这些带将被拉伸为椭圆形饼。在压裂测试中Ti可以以与Cr和Mn相似的方式通过使变形均匀而起作用并且因此导致抵抗开裂的较大抗力。
表3对于两种合金C28－C2和C28－C3裂纹的第一次出现观察到 的弯曲角。
合金 弯曲角
C28-C2 131°
C28-C3 145°
耐腐蚀性
不同的OEM对耐腐蚀性具有不同的要求。对于本发明，选择了侵蚀性晶间腐蚀(IGC)测试以将不同的合金分级而不是找到满足不同OEM的每个的具体要求的合金。根据BSISO 11846:1995标准进行所选择的晶间腐蚀测试，其包括以下：
●在测试之前用丙酮将样品脱脂。
●在60℃的温度下将样品在5wt％氢氧化钠溶液中浸渍2分钟，在自来水中洗涤，在浓硝酸中浸渍2分钟用于除垢，在自来水中冲洗然后在去离子水中冲洗并干燥。
●随后在室温下将样品在含有30g/l氯化钠和10ml/l浓盐酸的溶液中浸渍24小时。
●在测试之后，在自来水中冲洗样品然后在去离子水中冲洗并且在金相检查之前使其干燥。
从型材样品的外部测量最大腐蚀深度。
图16显示了在24小时IGC腐蚀测试之后接近合金C28－C2的挤压型材的表面的横截面的两幅图片，其中两幅图片显示了样品的相同区域，但是其中右边图片显示了腐蚀侵蚀连同在阳极化之后相同样品中的晶粒组织。
此外，图17也显示了在24小时IGC腐蚀测试之后接近合金C28－C3的挤压型材的表面的横截面的两幅图片。两幅图片显示了样品的相同区域，但是右边图片显示了侵蚀连同在阳极化之后的晶粒组织。
如可在图16和17中看到的，对于C28－C3合金最大腐蚀侵蚀小得多，这表明添加0.10wt％Ti对耐腐蚀性存在明显的积极效果。不知道该效果的机制。
时效
通常来说，进行6xxx铝合金材料的人工时效以析出Mg、Si和Cu的硬化颗粒。这些颗粒通常为针形，具有2－20纳米的直径和20－200纳米的长度。这些颗粒可具有不同的化学组成和晶体结构，这取决于合金的总体组成和涉及的时效温度及时间。
在时效循环开始时这些颗粒通常与颗粒周围的铝结构共格。在该阶段(不完全时效条件，T6x)这些颗粒将在材料的变形期间共有位错。在时效循环后期，铝结构与颗粒之间的匹配度逐渐降低并且颗粒变成部分或完全不共格。在该阶段(峰值时效T6或过时效条件T7)由于在颗粒界面处的非共格，在变形期间形成的位错将不剪切颗粒。
在不完全时效条件T6x的情况下，对于变形存在沿着已经由第一位错形成的滑移面集中的趋势。这种情况可导致材料的一些部分中非常集中的变形，结果是裂纹。这种情况将给出材料的低延展性。在过时效T7的情况下，位错必须通过另一种称为Orowan成环的机制穿过颗粒。在这种情况下，穿过颗粒的第一位错将围绕颗粒形成位错环，其将充当抵抗下一个位错的额外阻挡体。这可进而激活对于位错的其它滑移面并且因此将变形扩展到材料的其它部分。在这种情况下，材料在任何裂纹将出现之前可承受较大的总变形并且材料变得更加有延展性。
对于如图18所示的一种7xxx合金(含有Mg＝0.69wt％；Zn＝5.51wt％；Fe＝0.21wt％；Zr＝0.14wt％；Si＝0.10wt％；Mn＝0.05wt％；)，非常清楚地见到其中当将材料时效到不完全时效条件T6x时位错剪切颗粒的情况。图18中左边图片显示了时效到不完全时效条件T6x的所述7003合金的压裂样品，而右边图片显示了时效到过时效条件T7的相同合金的压裂样品。这清楚地说明在这种情况下当屈服强度值Rp0.2相似时过时效条件比不完全时效条件更加有延展性。
对于根据本发明的类型的6xxx合金，不完全时效T6x和过时效T7条件之间的延展性差异不如7xxx合金那么大，但是在这种情况下过时效条件似乎还是比不完全时效条件更好。这在说明书中随后讨论的第二测试系列中清楚地得到证明。在图27中显示了一个这样的实例， 其中具有更低屈服强度的T6x样品比在T7条件下的样品具有更多的裂纹。另一个有益因素是在过时效条件下比在不完全时效条件下更容易控制屈服强度水平。
图19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Rp0.2＝289MPa的样品(T7－在205℃下时效5小时)并且右边是在峰值强度条件下Rp0.2＝303MPa的样品(T6－在185℃下时效6小时)。如由图19中右边样品(在T6条件下)的清晰可见的裂纹可看到的，具有略微更低屈服强度的左边样品(在过时效T7条件下)的压裂行为更好。
可将根据本发明的合金在185－215℃的温度下过时效1－25小时的时间。更优选地，可将该合金在200－210℃的温度下过时效2－8小时的时间。
第二测试系列
为了强化本专利申请，测试了一系列的新的额外合金。将这些合金铸造成φ95mm坯料并在575℃下均匀化2小时15分钟接着以400℃/小时冷却。
随后在特隆赫姆的独立研究组织Sintef处在800吨挤压机中以8m/分钟将坯料挤压成矩形中空型材(参见图28)。
●在挤压之前，通过过热过程预热坯料：即加热到550℃；在温度下保持约10分钟；在即将挤压之前淬火到约500℃。
●在挤压之后，在模具开口后方约0.8m的水中将型材淬火。
●在时效至不同条件之前将型材在室温下储存几个星期。在所有情况下，以每小时200℃的加热速率将样品加热至温度。
－T6x。不完全时效条件。其旨在获得与对于T7条件相同的屈服强度值Rp0.2。首先对于所有合金使用在185℃下保持2小时。因为在许多情况下的T6x Rp0.2值未达到T7Rp0.2值，所以制备了新样品。这些用2.5或3小时的保持时间进行时效。
－T6：峰值时效条件。在185℃下8小时的保持时间
－T7：过时效条件。在205℃下4小时
●在时效之后，由型材的最宽侧部机加工拉伸样品。压裂样品为100mm长并且在每个短侧部上切割有锥体(参见图28)以使压裂行为更加可重复(充当第一弯折的引发)。
用如图28所示的试样压裂测试第二合金系列的所有合金，并且对应于如图27所示的照片的照片取自所有的压裂测试试样。然而，除了图29中Cu合金的压裂测试试样的三幅照片(将在说明书第20页进一步讨论)以外，由于广泛需要的空间(照片数目)这些不包括在本申请中。
下表4显示了具有不同Mg-Si水平的不同合金：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
a1 0，586 0，621 0，174 0，225 0，505 0，162 0，023
a2 0，676 0，505 0，184 0，230 0，513 0，162 0，014
a3 0，985 0，760 0，193 0，232 0，520 0，161 0，019
a4 0，843 0，933 0，179 0，222 0，517 0，163 0，014
c1 0，762 0，748 0，192 0，240 0，534 0，159 0，012
c2 0，769 0，604 0，185 0，230 0，523 0，161 0，016
c3 0，879 0，688 0，190 0，230 0，531 0，162 0，012
c4 0，817 0，802 0，191 0，231 0，536 0，160 0，016
Honsel 0，861 0，545 0，184 0，213 0，580 0，162 0，021
选择合金a1－a4以完全对应于本发明的权利要求1的坐标点a1－a2－a3－a4。达到a1－a4拐角的精确组成存在一些困难。
合金c1－c4以本发明的权利要求3的坐标点c1－c2－c3－c4为目标。获得拐角的精确组成也存在一些实际的困难。
在本发明限定的范围之外瞄准或挑选Honsel合金以证明太高的Mg/Si比通常将给出太低的机械性质而不满足C28要求。
如图21所示，对于合金a1－a4的解释。
关于图21所示的a1－a4合金，在T6条件下合金a1满足C28要求。不完全时效条件T6x－2h/185和过时效条件T7－4h/205两者都不满足强度要求。
合金a2在任何状态条件下都不满足强度方面的C28要求，但是其可用于C24要求。
在T7条件下关于Rp0.2值合金a3在高侧。可观察到很少的裂纹但是对于当提到压裂行为时为更宽容的或相当不太关键的其它型材， 压裂行为可为可接受的。采用略微更多的过时效，对于该型材压裂行为也可能会是优异的。在T6条件下，压裂行为也是相当好并且离可接受不远。此外对于该合金在T6x条件下压裂行为是最差的。合金a4显示非常高的强度。特别是在T6x条件下压裂行为是低劣的。然而，在T7条件下行为不是太差。
通过对比具有大约相同的Rp0.2值的合金a3－T6和a4－T7，可观察到合金a3显示最好的压裂行为。这可说明较高的Mg/Si比对于压裂行为是有益的。
如图22所示，对于合金c1－c4和“Honsel”合金的解释。
如上所述图22是显示第二系列测试的合金c1－c4加上称为“Honsel”的合金的机械性质的条形图，因为Mg和Si含量落入Honsel的专利内(在Honsel的专利中合金包含比我们的“Honsel”实施例低得多的量的Cr和Mn)。
如可从图看到的，所有合金c1－c4在接近T6的条件下或在T7条件下显示满足C28要求的潜在强度。
结果显示通过以280－300MPa的Rp0.2值为目标，c1－c2－c3－c4矩形内的所有合金的压裂行为将是非常好的。
再次，关于压裂行为T6x样品比T6和T7样品两者更差。
“Honsel”合金具有相同的Mg和Si的和，但是具有比本发明的合金更高的Mg/Si比。压裂行为良好，但是潜在强度太低而不满足C28要求。因此，本发明具有由a3和a4之间的线限制的上限Mg/Si比。
上述实施例显示Mg/Si比应高于0.9以具有足够的温度稳定性并且Mg/Si比低于1.4以取得对于C28应用所必要的强度。因此，本发明的合金由坐标a1和a2(其限定了下限Mg/Si比)以及坐标a3和a4(其限定了上限Mg/Si比)划定界限(参见图3和20)。优选地，Mg/Si比应由坐标c1和c2(Mg/Si比接近1.0)以及坐标c3和c4(Mg/Si比接近1.3，参见图3和20)划定界限。
如下表5所示，用具有不同Cu水平的额外合金完成其它测试。
表5：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
X1-Cu1 0，696 0，567 0，190 0，122 0，554 0，162 0，017
X1-Cu2 0，695 0，570 0，195 0，228 0，559 0，161 0，018
X1-Cu3 0，688 0，569 0，193 0，317 0，559 0，160 0，014
C2-Cu1 0，762 0，701 0，185 0，121 0，549 0，160 0，018
C2-Cu2 0，778 0，701 0，187 0，228 0，556 0，162 0，014
C2-Cu3 0，776 0，701 0，186 0，318 0，559 0，162 0，012
合金X1是具有设计来满足C24性质的Mg和Si含量的合金。包括不同的Cu水平以显示Cu对这样的合金的影响。
合金C2是具有设计来满足C28性质的Mg和Si含量的合金。包括不同的Cu水平以显示Cu对这样的合金的影响。
对于图23所示的合金X1－Cu1、X1－Cu2和X1－Cu3的解释。
X1合金具有设计来满足C24要求而不是C28要求的Mg和Si含量。增加强度的另一个方法是添加Cu。当Cu含量从0.12wt％增加到0.32wt％时，在T6条件下Rp0.2增加27MPa并且Rm增加28MPa。
通过察看图29中显示在T7条件下不同合金变体的压裂行为的图片，可观察到该性能几乎独立于Cu水平。这表明高Cu水平对于获得高强度和相应的良好压裂性能是有益的。
必须将Cu对强度和压裂行为的积极影响与Cu对腐蚀行为以及对最大挤压速度可能的负面影响进行平衡。
对于图24所示的合金C2－Cu1、C2－Cu2和C2－Cu3的解释。
C2合金具有设计来满足C28要求的Mg和Si含量。
当Cu含量从0.12wt％增加到0.32wt％时，在T6条件下Rp0.2增加37MPa并且Rm增加35MPa。
通过察看该显示不同合金变体的压裂行为的图片(未在申请中描绘)，可观察到对于较低的Cu水平(具有相应的较低强度水平)，该性能略微较好。然而压裂行为的差异小，并且这表明高Cu水平对于获得高强度和相应的良好压裂性能是有益的。
具有不同Ti水平的额外合金的其它测试
下表6显示了具有不同Ti水平的测试合金：
表6：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
X1-Ti1 0，683 0，559 0，192 0，217 0，573 0，160 0，016
X1-Ti2 0，670 0，545 0，191 0，213 0，571 0，160 0，073
X1-Ti3 0，672 0，558 0，201 0，216 0，580 0，159 0，108
C2-Ti1 0，764 0，686 0，184 0，214 0，578 0，162 0，015
C2-Ti2 0，764 0，694 0，190 0，217 0，585 0，161 0，063
C2-Ti3 0，810 0，698 0，196 0，219 0，593 0，162 0，111
合金X1是具有设计来满足C24性质的Mg和Si含量的合金。包括不同的Ti水平以显示Ti对这样的合金的影响，其中腐蚀性质是最重要的因素。
合金C2是具有设计来满足C28性质的Mg和Si含量的合金。包括不同的Ti水平以显示Ti对这样的合金的影响。
对于图25所示的合金X1－Ti1、X1－Ti2和X1－Ti3的解释。
强度似乎不受合金中Ti水平的影响。从这些合金的压裂测试来看，所有样品表现好并且从Ti添加不可看出压裂行为任何清楚的趋势。
对于图26所示的合金C2－Ti1、C2－Ti2和C2－Ti3的解释。
对于高Ti含量屈服强度似乎略微较低，但是差异小并且可为实验误差内。关于X1变体，所有样品表现好并且从根据C2变体的Ti添加不可看出压裂行为任何清楚的趋势。
具有不同Cu－和Ti－含量的合金的晶间腐蚀测试结果。
用具有下表中给出的不同Ti和Cu水平的合金进行腐蚀测试。
表7
合金 Mg si Fe Cu Mn Cr Ti
X1-Cu1 0，696 0，567 0，190 0，122 0，554 0，162 0，017
X1-Cu2 0，695 0，570 0，195 0，228 0，559 0，161 0，018
X1-Cu3 0，688 0，569 0，193 0，317 0，559 0，160 0，014
表8：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
C2-Cu1 0，762 0，701 0，185 0，121 0，549 0，160 0，018
C2-Cu2 0，778 0，701 0，184 0，228 0，556 0，162 0，014
C2-Cu3 0，776 0，701 0，186 0，318 0，559 0，162 0，012
表9：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
X1-Ti1 0，683 0，559 0，192 0，217 0，573 0，160 0，016
X1-Ti2 0，670 0，545 0，191 0，213 0，571 0，160 0，073
X1-Ti3 0，672 0，558 0，201 0，216 0，580 0，159 0，108
表10：
合金 Mg Si Fe Cu Mn Cr Ti
X1-Ti1 0，683 0，559 0，192 0，217 0，573 0，160 0，016
X1-Ti2 0，670 0，545 0，191 0，213 0，571 0，160 0，073
X1-Ti3 0，672 0，558 0，201 0，216 0，580 0，159 0，108
合金全部根据BS ISO 11846标准进行测试。
对于每个合金变体运行三个同样的样品(在本申请中没有描绘经受测试的样品照片)。
通常，所有样品似乎具有相对小的腐蚀侵蚀并且通过俯视腐蚀表面难以发现可见的侵蚀。当发现侵蚀时，尝试用横截面切割达到该腐蚀区域。在其中没有观察到侵蚀的情况下，进行任意的横截面切割。
在具有不同Cu添加的X1合金变体中，具有中等量的Cu的变体似乎是最差的变体。
在具有不同Cu添加的C2合金变体中，腐蚀侵蚀似乎随着增加的Cu含量而增加。
对于具有不同Ti添加的X1合金变体，腐蚀侵蚀似乎随着增加的Ti含量而减少。
对于具有不同Ti添加的C2合金变体，对于所有三种变体和三个同样的样品仅存在一个单一腐蚀侵蚀。在具有中等Ti含量的合金变体上观察到该侵蚀。这不完全与先前的观察一致，但是可由样品制造误差等引起，没有对其进行进一步研究。

Claims (14)

1.由可挤压的Al-Mg-Si铝合金制成的挤压型材，其具有改进的强度、耐腐蚀性、压裂性质和温度稳定性，其特征在于：
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Mg/Si比为0.9－1.4并且该合金还包含以wt％计的以下合金组分：
Fe最高至0.30
Cu 0.1－0.4
Zr最高至0.25和
Ti 0.005－0.15并且其中该合金包含0.50－0.70wt％Mn和0.10－0.20wt％Cr，其中Mn和Cr一起存在于合金中，并且该合金还包括
每种最高至0.1的偶存杂质并且包括最高至0.5的Zn，余量为Al,
其中，在该合金的铸造坯料中，在包晶反应中Cr凝固在铝中并且在共晶反应中Mn凝固在铝中，使得最高浓度的Cr处于晶粒的内部并且最高浓度的Mn朝向坯料的铸造组织中的晶界，并且其中选择型材的形状、坯料温度、挤压速率和挤压型材的表面区域中可允许的再结晶层，使得该合金在挤压型材中具有未再结晶晶粒组织。
2.根据权利要求1的挤压型材，其特征在于：该合金限定在坐标点b1－b2－b3－b4内，其中以wt％计，b1＝0.76Mg，0.55Si，b2＝1.02Mg，0.74Si，b3＝0.90Mg，0.91Si和b4＝0.67Mg、0.68Si。
3.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：该合金限定在坐标点c1－c2－c3－c4之间，其中以wt％计，c1＝0.80Mg，0.59Si，c2＝0.94Mg，0.70Si，c3＝0.85Mg，0.84Si和c4＝0.72Mg、0.71Si。
4.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：Mg/Si比为1.0－1.3。
5.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：它包含0.10－0.28wt％Fe。
6.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：它包含0.15－0.30wt％Cu。
7.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：在520－590℃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℃的间隔中大于200℃/小时。
8.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：在540－580℃的温度下将该合金均匀化2－10小时。
9.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：将该合金铸造成坯料然后进行均匀化。
10.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：将该合金再加热至优选的温度然后进行挤压。
11.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：将由该合金制备的挤压型材从500－580℃的温度水淬降至低于200℃的温度。
12.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：将该合金在185－215℃的温度下过时效1－25小时的时间。
13.根据权利要求1或2的挤压型材，其特征在于：将该合金在200－210℃的温度下过时效2－8小时的时间。
14.根据权利要求1－13的任一项的挤压型材在车辆的前部结构中的用途。
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Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL2841611T3 (pl) 2012-04-25 2018-09-28 Norsk Hydro Asa WYCISKANY PROFIL STOPU ALUMINIUM Al-Mg-Si O POLEPSZONYCH WŁAŚCIWOŚCIACH
US9611526B2 (en) * 2013-11-01 2017-04-04 Ford Global Technologies, Llc Heat treatment to improve joinability of aluminum sheet
EP2883973B1 (en) 2013-12-11 2019-06-05 Constellium Valais SA (AG, Ltd) Manufacturing process for obtaining high strength extruded products made from 6xxx aluminium alloys
EP2993244B1 (en) 2014-09-05 2020-05-27 Constellium Valais SA (AG, Ltd) Method to produce high strength products extruded from 6xxx aluminium alloys having excellent crash performance
US11479838B2 (en) 2015-06-15 2022-10-25 Constellium Singen Gmbh Manufacturing process for obtaining high strength solid extruded products made from 6XXX aluminium alloys for towing eye
JP6445958B2 (ja) * 2015-12-14 2018-12-26 株式会社神戸製鋼所 自動車用アルミニウム合金鍛造材
CN106702232B (zh) * 2016-12-07 2018-01-16 北京科技大学 一种促进Al‑Mg‑Si‑Cu系合金原生相分布的离散处理方法
KR102081372B1 (ko) 2017-11-29 2020-02-25 포스코강판 주식회사 내식성이 우수한 도장강판 및 그 제조방법
CN111801433B (zh) * 2018-03-05 2021-11-09 昭和电工株式会社 Al-Mg-Si系铝合金中空挤压材料及其制造方法
KR20210003196A (ko) 2018-04-24 2021-01-11 콘스텔리움 진겐 게엠베하 충돌 성능이 우수하고 항복 강도가 높은 압출용 6xxx 알루미늄 합금 및 그 제조 방법
WO2020117771A1 (en) * 2018-12-03 2020-06-11 Rio Tinto Alcan International Limited Aluminum extrusion alloy
US11359269B2 (en) * 2019-02-08 2022-06-14 GM Global Technology Operations LLC High strength ductile 6000 series aluminum alloy extrusions
AT522376B1 (de) 2019-04-05 2022-03-15 Hammerer Aluminium Ind Extrusion Gmbh Stranggussbolzen aus einer Aluminiumbasislegierung, extrudiertes Profil und Verfahren zur Herstellung desselben
US20210010109A1 (en) * 2019-07-10 2021-01-14 Kaiser Aluminum Fabricated Products, Llc Al-Mg-Si Alloy Exhibiting Superior Combination of Strength and Energy Absorption
CN115427165A (zh) * 2019-12-23 2022-12-02 美铝美国公司 高强度6xxx挤出合金
RU2717437C1 (ru) * 2019-12-30 2020-03-23 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Сплав на основе алюминия, изделие из него и способ получения изделия
JP7151002B2 (ja) * 2021-03-31 2022-10-11 Ｍａアルミニウム株式会社 表面品質に優れた高強度アルミニウム合金押出材
KR20230146243A (ko) 2022-04-12 2023-10-19 주식회사 대우경금속 전기차 배터리케이스 프레임 제조용 알루미늄 합금 및 이를 이용한 전기차 배터리케이스 프레임의 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
CN102337429A (zh) * 2011-08-18 2012-02-01 苏州有色金属研究院有限公司 高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法

Family Cites Families (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3642542A (en) 1970-02-25 1972-02-15 Olin Corp A process for preparing aluminum base alloys
FR2287365A1 (fr) 1974-10-10 1976-05-07 Cegedur Pare-choc de securite pour vehicule ou engin de manutention
US4082578A (en) 1976-08-05 1978-04-04 Aluminum Company Of America Aluminum structural members for vehicles
DE2817261A1 (de) 1977-05-09 1978-11-23 Alusuisse Verfahren zum kaltziehen von rohrfoermigen erzeugnissen aus einer aluminiumlegierung
DE3243371A1 (de) 1982-09-13 1984-03-15 Schweizerische Aluminium AG, 3965 Chippis Aluminiumlegierung
FR2568590B1 (fr) 1984-07-31 1987-02-27 Cegedur Alliage d'aluminium type a-sg a haute resistance pour produits files ou matrices
JPH086161B2 (ja) * 1988-03-07 1996-01-24 日本軽金属株式会社 高強度Ａ１‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金部材の製造法
DE4421744C2 (de) 1993-07-02 1996-05-23 Fuchs Fa Otto Verwendung einer Knetlegierung des Types AlMgSiCu zur Herstellung von hochfesten und korrosionsbeständigen Teilen
US5503690A (en) 1994-03-30 1996-04-02 Reynolds Metals Company Method of extruding a 6000-series aluminum alloy and an extruded product therefrom
JPH0860285A (ja) 1994-06-16 1996-03-05 Furukawa Electric Co Ltd:The アルミニウム合金製バンパー補強材およびその製造方法
JP2845132B2 (ja) 1994-06-22 1999-01-13 株式会社オーエス 映写スクリーン
CA2218024C (en) 1995-05-11 2008-07-22 Kaiser Aluminum And Chemical Corporation Improved damage tolerant aluminum 6xxx alloy
EP0808911A1 (de) 1996-05-22 1997-11-26 Alusuisse Technology & Management AG Bauteil
JPH108172A (ja) * 1996-06-17 1998-01-13 Nippon Light Metal Co Ltd 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及び押出し形材の製造方法
DE19830560B4 (de) 1997-07-09 2006-07-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.), Kobe Energie-absorbierendes Element
DE19832489A1 (de) 1997-07-25 1999-01-28 Alu Menziken Ind Ag Pressabschreckbare Aluminium-Knetlegierung hoher Festigkeit
ATE217912T1 (de) 1997-08-04 2002-06-15 Corus Aluminium Walzprod Gmbh Hochverformbare, korrosionsbeständige al- legierung
JP3313059B2 (ja) * 1997-12-29 2002-08-12 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金中空押出形材からなる軸圧壊特性に優れるエネルギー吸収部材
JP3077974B2 (ja) * 1998-10-27 2000-08-21 株式会社神戸製鋼所 軸圧壊特性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材
US20020014287A1 (en) 1998-10-27 2002-02-07 Shinji Yoshihara A1-mg-si based aluminum alloy extrusion
EP1041165A1 (en) 1999-04-02 2000-10-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Shock absorbing material
US6342111B1 (en) 1999-09-02 2002-01-29 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Energy-absorbing member
JP5288671B2 (ja) 2001-03-05 2013-09-11 株式会社神戸製鋼所 プレス加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材
JP3791408B2 (ja) * 2001-12-20 2006-06-28 三菱アルミニウム株式会社 曲げ加工性およびエネルギー吸収特性に優れたアルミニウム合金押出し材の製造方法
DE102005060297A1 (de) 2005-11-14 2007-05-16 Fuchs Kg Otto Energieabsorbtionsbauteil
US20090116999A1 (en) * 2006-02-17 2009-05-07 Norsk Hydro Asa Aluminium Alloy With Improved Crush Properties
CN101365818B (zh) 2006-03-31 2011-03-23 株式会社神户制钢所 铝合金锻造构件及其制造方法
JP5180496B2 (ja) 2007-03-14 2013-04-10 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
EP2072628B1 (en) 2007-12-19 2017-10-18 ST Extruded Products Germany GmbH High strength crash resistant aluminium alloy
DE102008008326A1 (de) * 2008-02-07 2011-03-03 Audi Ag Aluminiumlegierung
DE102008010157A1 (de) 2008-02-20 2009-09-03 F.W. Brökelmann Aluminiumwerk GmbH & Co. KG Aluminiumlegierung und Verfahren zur Herstellung eines Produkts aus einer Aluminiumlegierung
JP5410845B2 (ja) 2008-08-21 2014-02-05 アイシン軽金属株式会社 疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材
DE102008048374B3 (de) 2008-09-22 2010-04-15 Honsel Ag Korrosionsbeständiges Aluminiumstrangpressprofil und Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteiles
JP2011106011A (ja) * 2009-11-20 2011-06-02 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材及びその製造方法
EP2553131B1 (en) 2010-03-30 2019-05-08 Norsk Hydro ASA High temperature stable aluminium alloy
JP5473718B2 (ja) * 2010-03-30 2014-04-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材
JP5723192B2 (ja) 2010-03-31 2015-05-27 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
KR101103290B1 (ko) 2011-09-29 2012-01-11 주식회사동양강철 강도와 가공성이 우수한 압출 성형용 알루미늄 합금
PL2841611T3 (pl) 2012-04-25 2018-09-28 Norsk Hydro Asa WYCISKANY PROFIL STOPU ALUMINIUM Al-Mg-Si O POLEPSZONYCH WŁAŚCIWOŚCIACH

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
CN102337429A (zh) * 2011-08-18 2012-02-01 苏州有色金属研究院有限公司 高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法

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