CN114096690A - 具有精细尺度共晶结构，特别是纳米共晶结构的合金以及这种合金的生产 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种合金，特别是轻金属合金，其具有合金组成和共晶结构，合金组成具有至少三种组分，共晶结构通过将合金从液态冷却到固态获得，条件是合金的组成处于合金相图的伪共晶点(pE)周围的区域中，以使合金中出现至少85摩尔％的共晶结构。本发明还涉及用于生产此类型的合金的方法。

Description

具有精细尺度共晶结构，特别是纳米共晶结构的合金以及这 种合金的生产
技术领域
本发明涉及一种合金，特别是轻金属合金，其具有合金组成和共晶结构，合金组成具有至少三种组分，共晶结构通过将合金从液态冷却到固态获得。
本发明还涉及用于生产具有共晶结构的合金(特别是轻金属合金)的方法，其中合金具有合金组成，合金组成具有至少三种组分，并且其中合金从液态开始被冷却到合金的固态，以便形成共晶结构。
背景技术
已知如果合金结构的一部分体现有共晶结构以便影响合金的铸造性能或者强度性能，则可以是有利的。二元铸造合金，即，具有两种组分的合金，其具有共晶微观结构的合金，通常被用作技术应用合金。这些合金通常以其相图中的共晶点为特征，在该点，合金的液相和合金的两种固相彼此处于热力学平衡，或者在该点，当合金从液相被冷却时，发生从液态到固态的直接转变，其中形成了共晶结构。根据恒压下固体的吉布斯相律，f＝N–P+1，具有热力学自由度数f、组分数N和平衡相数P，这对应于自由度数f＝0。从液相到固相的直接转变因而通常会导致精细的层状结构的形成。
类似地，关于三元合金系统，尝试制造具有接近三元共晶点的组成的合金，以便改进具有共晶结构体现的强度性能同样是已知的。根据吉布斯相律f＝N–P+1，这同样类似地与具有三组分和四相、自由度f＝0对应。然而，通常需要高的冷却速率以形成此类型的合金，以便在应用中可以使用的合金成分含量下产生具有显著的精细度的共晶结构，并且与其他元素协调的额外的组合来沉淀硬化以提高合金的强度通常也是必要的。在大多数情况下，出于此目的，会使用范围在50K/s至200K/s的冷却速率。然而，高冷却速率的需求特别限制了此类型的合金在小尺寸部件上的技术可用性。
发明内容
这通过本发明来解决。本发明的目的是明确一种具有至少三种组分的合金，所述合金具有高的强度和良好的可变形性。
本发明的另一目标是明确一种用于生产此类型的合金的方法。
根据本发明，如果该目的以开始提到的类型的合金达成，则条件是合金的组成处于合金相图的伪共晶点周围的区域中，以使合金中出现至少85摩尔％或者原子％的共晶结构。
本发明的基础在于以下发现：对于具有位于或接近合金相图的伪共晶点的至少三种组分或者元素的合金组成，一种特别精细尺度或者精细构造的共晶结构可以被实施，特别是，其可以具有比具有位于相图中的“通常的”共晶点的选定组成更加精细的共晶结构。特别是可以因此实现在低微米范围内，并且尤其是纳米范围内的共晶结构的特征结构间距，也被称为纳米共晶结构。此外，已经表明由此形成的共晶结构一般构成主要的或者主体的微观结构，并且特别是在共晶点附近或者周围的区域中，特别是处于共晶点，通常只有小的或者可忽略不计的小的初级凝固相和/或残余凝固相出现，或者完全不出现。这种合金中共晶结构超乎寻常的精细微观结构及其作为主体的存在的结合可以使合金被实施为有着高的强度(特别是高的抗压强度)和显著的可变形性。在表示中，伪共晶点通常被标注以使其被缩写为“e”或者“pE”，并且共晶点被缩写为“E”。
通常，在三元相图中，从二元相图可知的液相线和固相线通常分别对应于曲面面积并且二元相区域对应于相体积。在三元相图中，液相线面的相交线形成共晶通道，也被称为液相线边界线或单变量线，其终止于相图的三元共晶点。伪共晶点因而表示液相线边界线上形成鞍点的一点，即，表示沿液相线边界线的局部极值和与其垂直的极小值——与边界单相区域有关。
有时，在双组分边界系统或者相图(特别是三元相图)的内容交点的表示中，二元共晶也被不一致地称为伪共晶点。然而，此类型的术语名称不是本概念的含义，并且其明确不是本文件的术语“伪共晶点”的表示或者标志，也不包括在其中。特别地，伪共晶点的特征在于其的存在需要至少三种组分或者第三种元素的添加或者存在。
就吉布斯相律而言，伪共晶点pE在三元合金系统中表示沿液相线边界线的局部极值，该极值具有比三元共晶E大1的自由度数和比单相凝固MC小1的自由度数。根据吉布斯相律，f＝N–P+1，具有热力学自由度数f，组分数N和平衡相数P，这对应于：
f(E)＝3–4+1＝0
f(pE)＝3–3+1＝1
f(MC)＝3–2+1＝2
与三元共晶点E的自由度0相比，伪共晶点pE处的该提高的自由度1被认为是与在共晶点处形成的微观结构相比，在伪共晶点区域中更加精细的、通常高达几个数量级的共晶微观结构的体现的原因。
因此，对于具有四种组分的合金，液相线边界线对应于二维区域，并且伪共晶点对应于伪共晶线。对于具有多于四种组分的各个高组分合金，相关状态区域的维数也会类似地提高。在本文件的范围中，“伪共晶点”的名称因此被特别理解为通用术语，其同时标志三元合金的相图中的伪共晶点和具有四种组分的合金的相图中相应的伪共晶线，或者具有多于四种组分的合金的相图中相应的伪共晶多维区域。因此，就此而言，“伪共晶点”和“伪共晶区域”的名称特别被同义地使用。应当理解，三元合金系统的伪共晶点因而构成特定的体现。
根据此解释，特别是对于三元合金系统，因此，下述内容适用于三元合金相图的伪共晶点或者具有多于三种组分的相图中的伪共晶点(特别是伪共晶线或者伪共晶区域)，根据吉布斯相律：
f(E)＜f(pE)＜f(MC)，
因此：
0＜f(pE)＜N–1。
因此，根据吉布斯相律，在伪共晶点或者在具有至少三种组分N的合金的相图的伪共晶点的合金组成特别的特征在于自由度数f介于0和N–1之间。
已经表明，如果合金组成处于接近伪共晶点或者代表所述点的鞍点，或者在伪共晶点或者代表所述点的鞍点周围的区域中，特别是处于共晶点或者代表所述点的鞍点，以使合金中存在至少85摩尔％或者原子％(分别规定为摩尔百分比或者原子百分比)的共晶结构，则对于合金的高的强度和显著的可变形性是足够的。优选如果合金中存在至少90摩尔％或者原子％，特别优选至少95摩尔％或者原子％的共晶结构。因此，可以以一种特别显著的方式开发高的强度和同时良好的可变形性的有利的性能。具体地，通常可以达到高于98摩尔％或者原子％，以使合金的机械性能实际上由共晶微观结构单独决定。共晶结构通常在液-固相转变中或者在合金的凝固过程中形成。
如果合金是三元合金并且如果合金包括四种组分或者至少五种组分，则合金的高的强度和显著的可变形性均是可获得的。特别是合金可以包括多种组分，例如取决于应用目的，以用于混合晶体硬化和/或沉淀硬化的其他添加组分的形式。如果合金是三元合金或者四元合金，则使合金具有高的强度和可变形性是特别简单可行的。
共晶结构一般具有小于3μm的平均特征结构间距或者其相含量(特别是层)的平均间距。如果平均间距因而小于2μm，特别是小于1μm，可以获得特别显著的强度和可变形性。例如，如果合金的合金组成被选择为使其更接近伪共晶点的化学计量组成，则可以实现这一点。如果平均间距小于800nm，特别是小于600nm，则可以因而获得特别高的强度。附加地或者可替代地，通过改变合金凝固过程中合金的冷却速度可以影响相含量的平均间距。
如果合金具有最大5摩尔％或者原子％(优选地最大3摩尔％或者原子％，特别优选地最大2摩尔％或者原子％)的量的残余凝固，则是有利的。以这种方式，由共晶结构有利地获得的上述性能受残余凝固的量的影响仅为不显著或者完全不受其影响。残余凝固的量可以通过选择合金组成来设定，以使合金组成更接近伪共晶点的化学计量组成。残余凝固通常指其中在共晶结构形成后，液相的残余量以不再是共晶的结构的形式凝固，或者是形成的相的数量或者种类在共晶凝固结束时改变的微观结构的量。残余凝固的量通常构成限制受所形成的共晶结构影响的性能的因素，出于此原因，如果残余凝固维持尽可能地小是有益的。在此，如果残余凝固不以网络状的方式被体现或者具有网络结构的形式，而是优选地以彼此分开的岛或者单元的形式(如果存在)体现，则是特别有益的。通常，残余凝固以至少1摩尔％或者原子％的量被体现，但也可以优选地更小。
如果合金具有小于10摩尔％或者原子％(特别是小于5摩尔％或者原子％，优选地小于3摩尔％或者原子％)的量的初级凝固，则对于显著的强度和可变形性是有利的。这使得具有非常占优势的共晶结构的实施方案，或者具有前述的性能的高的结构量的共晶结构的实施方案，可以相应地被有利地实现。就可以用共晶结构的实施方案获得的性能的限制而言，初级凝固(指的是凝固的微观结构的一部分，该部分在共晶结构形成之前不以共晶结构的形式凝固)与前述的残余凝固相关性较小，但也优选地被维持为尽可能地小。通常，初级凝固以至少1摩尔％或者原子％的量被体现，但也可以优选地更小。
对于高的强度和特别显著的可变形性的实施方案，如果初级凝固形成具有混合晶相或者由混合晶相组成，并且特别是不具有金属间相或者不由金属间相组成，则是有益的。这似乎是一个适用于所有合金系统的有利的基准，以获得特别应用友好的强度和可变形性性能。
前述的残余凝固和/或初级凝固的量可以以常规技术的方式，使用根据Scheil-Gulliver的热力学计算被控制或者预定。Scheil-Gulliver计算或者Scheil-Gulliver方程，有时也简单称为Scheil计算或者Scheil方程，描述了凝固过程中合金中合金成分含量的分布，其中通常假设推进中的凝固前沿的局部平衡，并忽略了固相中的扩散。此类型的计算构成冶金领域的常规技术工具或者教科书知识，并且被推定为是本领域技术人员已知的。这被J.A.Dantzig等人所著的教科书《凝固》(ISBN：978-2-940222-17-9)举例说明。
如果合金具有小于8.0g/cm3(特别是小于7.5g/cm3，优选地小于6g/cm3)的密度，则是有益的。合金因此可以具有就应用而言特别有利的强度-重量比，特别是作为结构部件。如果合金被实施为轻金属合金，则是特别有益的。可以因此获得特别高的合金的应用适用性。出于此目的，如果合金具有小于5.0g/cm3(特别是小于3.0g/cm3)的密度，则是有利的。
对于作为应用材料的可行的应用，如果合金是镁基合金、铝基合金、锂基合金、或者钛基合金，则是有益的。
如果合金是铸造合金，则是有利的。这实现了特别可行的生产，尤其是特别具有前述的性能的结构部件。
已经证明如果合金是Al-Mg合金，则是是有效的。根据确切的预期应用，合金可以包括其他合金组分。以这种方式，可以生产具有合金或者由合金制成的与实践情况特别相关的应用部件(特别是结构部件)。在此，如果合金是Al-Mg-Si合金，则是特别有益的。有利地，合金还可以包括锌(Zn)，特别是以超过0.01重量％的量，通常超过1重量％。因此，可以优化合金的抗压强度。在大多数情况下，合金因而包括小于15重量％，特别是小于10重量％，优选地在1.0重量％和5.0重量％之间，特别优选地大约3.0重量％的锌。
如果合金是Al-Cu-Li合金、Al-Cu-Mg合金、Mg-Li-Al合金、Mg-Cu-Zn合金、Al-Cu-Mg-Zn合金或Al-Mg-Si-Zn合金，则可以获得高的适用性，对于高的适用性，强度和显著的可变形性都是特别有利的。。
如果合金是包括下列(特别是由下列组成)的镁基合金(以原子％计)，则可以获得具有高的应用适用性的合金(特别是以结构部件的形式)，其展现出特别高的强度和可变形性：
15.0％至17.0％的锂，
超过0.0％，特别是超过0.01％，优选地超过0.05％的铝，
作为剩余物的镁和生产相关杂质，
其中铝和镁的比例(以原子％计)为1:6至4:6。
此类型的Mg-Li-Al合金具有在Mg-Li-Al相图中伪共晶点的合金组成的周围的区域中、或者与其接近、或者位于其的合金组成，以使可以达到精细构造或者微尺度的共晶微观结构。精细尺度的微观结构伴随着高的强度(特别是高的抗压强度)，同时在相应前述的镁合金中锂的量下，镁合金有良好的可变形性。因而相图中取向组成或者取向线特别为约3:6铝和镁的比例(以原子百分比计，缩写为原子％)，因为在此比例下发现了特别均相的精细尺度或者均相的精细层状微观结构或者形态。在涵盖此比例的范围内，尤其是在1:6至4:6的铝和镁的比例(以原子％计)下，精细的，特别是精细的层状微观结构或者形态还被发现处于不同的显著程度，这一般相应地与镁合金不同的显著的强度大小(特别是抗压强度大小)以及可变形性或者延展性有关。由于这些规定的组成范围内的特殊的形态特征，因此可以形成同时具有高的强度(特别是高的抗压强度)和良好的可变形性的镁合金。该镁合金和用于生产其的方法，以及其作为原料、半成品或者部件的实现还有其具体实施方案已经作为欧洲专利申请号19184999.1的一部分和国际申请号PCT/EP2020/058280的一部分在欧洲专利局递交和公开了，其公开内容特此被整体包含在本文件的公开内容中。如所述的申请中所规定的，其特别适用于Mg-Al-Li合金包括(以原子％计)30.0％至60.0％(特别是40％至50％，优选地45％至50％，特别优选地45％至48％)的锂的情况。如果Mg-Al-Li合金包括(以原子％计)超过0.05％(特别是超过0.1％，通常超过1％)的铝，则也是有利的。因而已经表明，如果铝和镁的比例(以原子％计)为1.2:6至4:6，特别是1.4:6至4:6，优选地1.5:6至4:6，则Mg-Al-Li合金可以被实施为具有高精细度的微观结构，特别是层状微观结构。如果铝和镁的比例(以原子％计)为1.8:6至3.5:6，特别是2:6至3.5:6，优选地2.5:6至3.5:6，则对于显著的精细度或者精细的，特别是层状微观结构，是有益的。因此可以获得特别高的强度，特别是抗压强度。这在铝和镁的比例(以原子％计)为2.8:6至3.3:6(优选地大约3:6)时是特别符合的，在此铝和镁的比例下，非常均相的精细的形态或微观结构是可得到的。为此，如果镁合金为(以原子％计)30.0％至60.0％的锂并且铝和镁的比例(以原子％计)为2.5:6至3.5:6，特别是2.8:6至3.3:6，优选地大约3:6，则是特别有利的。对此，特别参考前述申请文件的图1，其中示意性地图示说明了Mg-Li-Al相图中的对应排列，并且其公开内容以及相关的描述也相应地被视为本文件的一部分。如果镁合金因而包括(以原子％计)40.0％至60.0％的锂，也可以获得特别显著的均相性。如前述申请所述且相应并入本公开内容的，在前述申请中所规定的相应的含量范围下，如果Mg-Al-Li合金中额外存在根据前述申请的量的钙、稀土金属(特别是钇)、锌、和/或硅，则其性能可以进一步被优化。例如，此类型的合金可以被实施为Mg-20％Li-15％Al-1％Ca-0.5％Y(以重量％计)或者Mg-20％Li-24％Al-1％Ca-0.5％Y(以重量％计)。
本发明的另一个目的由开始提到的类型的方法达到，条件是组成被提供为使得组成处于合金相图的伪共晶点周围的区域中，以使在合金被冷却至固相或者凝固时共晶结构以至少85摩尔％或者原子％的量体现。如上所述，因此合金可以被实施为具有高的强度和显著的可变形性。由于合金组成是在伪共晶点周围的区域中被选择的，共晶相反应或者共晶相转变是在合金从液态被冷却到固态时或者在液固转变的过程中发生的，该相反应或者相转变体现了具有特别高的精细度或者精细构造的共晶微观结构作为合金的主要微观结构成分。
应当理解，根据本发明的方法可以相应地或者类似地在根据本发明的合金的范围内实施所描述的(特别是如上所描述的)特征、优势、实施、以及效果。对于的根据本发明的方法，其同样适用于根据本发明的合金。
具有根据本发明的合金、特别是由根据本发明的合金制成或者使得使用根据本发明的用于生产根据本发明的合金的方法可获得的原料、半成品或者部件可以被有利地实现。根据前述的根据本发明的合金或者用根据本发明的方法生产的合金的说明、特点、和效果，由合金形成的原料、半成品或者部件也具有有利地高的强度和良好的可变形性。
附图说明
附加的特征、优点和效果从下面描述的示例性实施方案得出。在特此被引用的附图中：
图1和图2显示Al-Mg-Si系统的相图图示说明，其中标出了示例性合金的合金组成；
图3至图12显示来自图1和图2的示例性合金的光学显微镜图像；
图13至图20显示来自图1至图12的示例性合金的屈服应力图；
图21显示Al-Cu-Mg系统的相图图示说明，其中绘示有的合金组成；
图22显示来自图21的示例性合金的光学显微镜图像；
图23显示来自图21和图22的示例性合金的屈服应力图；
图24显示Mg-Al-Li系统的相图图示说明，其中标出了示例性合金的合金组成；
图25和图27显示来自图24的示例性合金的光学显微镜图像；
图28和图29显示来自图24至图27的示例性合金的屈服应力图；
图30显示Mg-Cu-Zn系统的相图图示说明，其中绘示有示例性合金的合金组成；
图31和图32显示来自图30的示例性合金的光学显微镜图像；
图33显示来自图30至图32的示例性合金的屈服应力图；
图34显示来自Al-Cu-Mg-Zn系统的示例性合金的电子显微镜图像；
图35显示来自图34的示例性合金的屈服应力图；
图36显示来自Al-Mg-Si-Zn系统的示例性合金的相含量图；
图37显示来自图36的示例性合金的Scheil-Gulliver计算的固体含量图。
具体实施方式
在根据本发明的合金的开发期间，用不同的合金系统的不同合金组成进行了一系列测试。在每种情况下，合金因而被选择具有在分别相关的相图的伪共晶点或其周围的区域中的合金组成，并且通过将合金从液态冷却到固态形成共晶结构。随后通过显微的方式检验微观结构。此外，在室温(大约20℃)下进行不同的膨胀试验系列和抗压试验，作为标准，其中计算了作为变形程度的函数的屈服曲线(单位：MPa)作为结果，屈服曲线描绘了屈服应力，变形程度被表示为长度变化ΔL相对于起始长度L0的比例，即
Figure BDA0003460337360000072
(相应的无量纲)。
以下以有代表性的方式显示来自合金系统Al-Mg-Si、Al-Cu-Mg、Mg-Li-Al、Mg-Cu-Zn、Al-Cu-Mg-Zn和Al-Mg-Si-Zn的示例性合金的测试结果，以便在广泛的基础上图示说明前述的概念。
Al-Mg-Si系统：
图1和图2显示Al-Mg-Si系统的三元相图的图示说明，其中，出于详细显示相关合金组成范围的目的，图2是来自相图的分段图示说明。生产并检验了来自Al-Mg-Si系统的十种示例性合金。来自Al-Mg-Si系统的示例性合金的合金组成分别在表1中以重量百分比和原子百分数被标为示例性合金1至示例性合金10，并且对应参考数字1至10，其特别标注了来自图1和图2的相图中各自的合金组成。
表1：来自Al-Mg-Si合金系统的十种示例性合金
Figure BDA0003460337360000071
Figure BDA0003460337360000081
如从图1和图2的相图中可以看出的，示例性合金8至10各自具有排列在伪共晶点pE周围的区域中的组成，其中示例性合金8至9的位置非常接近伪共晶点，并且示例性合金10的位置与伪共晶点pE的距离稍大。因而示例性合金9的合金组成实际上处于伪共晶点pE。伪共晶点pE在图2中通过绘示的参考线被图示说明，其中伪共晶点pE位于Al3Mg2方向的单变量线与参考线的交点处。在图2中还可以看出示例性合金3至5排列在相图的共晶点E周围的区域中。此外，示例性合金6和7作为对比被提供，其组成位于与伪共晶点pE距离较大的位置，在图2中是明显的，并且尽管位于直接接近液相边界线，示例性合金1和2与伪共晶点pE和共晶点E距离的较大，在图1中是明显的。
在图3至图12中，显示示例性合金1至10的光学显微镜图像，以便图示说明各自的微观结构。在图13至图20中，图示说明了作为Al-Mg-Si示例性合金的膨胀试验系列的结果的屈服应力图，膨胀试验系列在室温(大约20℃)下进行。屈服应力曲线被显示，其中，屈服应力(单位：MPa)作为变形程度的函数被图示说明。每一屈服应力图显示来自具有对应于示例性合金1至10之一的合金组成的合金组成的合金试样的多个屈服应力曲线。因此，每一屈服应力图代表示例性合金1至10之一的合金组成。
如在图10至图12中可以看出的，示例性合金8至10的显微镜图像显示主体的精细构造的或者精细尺度的共晶结构，示例性合金8至10具有接近或处于伪共晶点周围的区域的合金组成。通过比较，图6和图7可以看到示例性合金4和5的显微镜图像，该合金具有接近共晶点E的合金组成。这些显示了显著程度的共晶结构，其包括与示例性合金8和9的微观结构相比的粗糙结构。如果将这些与图3和图4中显示的示例性合金1和2的显微镜图像相比较，其合金组成与液相线边界线的距离较大，但在其区域内，其展现甚至更加粗糙的共晶微观结构是可辨别的。在图8和图9中，还显示了示例性合金6和7的显微镜图像，其具有与伪共晶点pE远离的区域中或者与其距离较远处的合金组成。可以看出已经存在共晶结构，但具有相对粗糙的结构，并且明显不占优势，且量较低。此外，大量的残余凝固也是明显的，以浅色通道的形式在图8和图9中是可识别的。
图13和图14显示示例性合金8和9的屈服应力图，其具有接近或处于伪共晶点PE周围区域的合金组成。可以看出示例性合金8和示例性合金9均具有高的强度(特别是抗压强度)和显著的变形能力，其屈服应力在300MPa和400MPa之间，其中，特别是图13中图示说明的示例性合金8，其展现出高达400MPa屈服应力。通过比较，在图15和图16中可以看到示例性合金4和5的屈服应力图，该合金具有接近共晶点E的合金组成。示例性合金4和5还表现出高的强度，以及至少取决于单个试样的高的可变形性，其中屈服应力低于示例性合金8和9在大约300MPa的屈服应力，或者至于示例性合金5，如图16图示说明的，始终低于示例性合金8和9在大约300MPa的屈服应力。此结果与具有位于伪共晶点pE的区域中的合金组成的示例性合金展现特别高的其共晶结构的精细构造的发现对应(特别是与具有位于共晶点E的区域中的合金组成的示例性合金的共晶结构相比)，这也解释了在伪共晶点的区域中的合金的较高的强度和显著的延展性。
在图20中显示示例性合金10的屈服应力图，其合金组成排列在离伪共晶点pE稍大的距离处。明显的是，屈服应力值略低，并且特别是，各个测量结果之间差异较高。通过比较，在图17和图18中还显示示例性合金1和示例性合金2(其合金组成在液相线边界线的区域内，但是在远离伪共晶点pE和共晶点E的合金组成处)具有明显较差的强度和可变形性性能。在图19中，另外显示了对应于示例性合金6和7的合金组成的屈服应力图，其合金组成与相图中伪共晶点pE的合金组成的距离相对较远。相应的屈服应力曲线显示与更靠近伪共晶点pE的合金组成的屈服应力相比明显降低的屈服应力，如图13中显示的示例性合金8的屈服应力。
明显的是，在伪共晶点pE周围的区域中的合金组成对应于精细构造的共晶微观结构，以及相应地高的强度和显著的可变形性。
详细来看，可以看出，相对于在Al3Mg2方向上的单变量线和液相线边界线，来自图2的相图中的示例性合金8高于Al3Mg2区域中上述的线，这是当合金被从液相冷却时，凝固特别是以不期望的Mg2Si的形成开始，或者初级凝固由金属间Mg2Si相形成的原因。已经表明以金属间相形成的初级凝固对于同时具有高的强度和可变形性的实施方案具有负面影响。因此，为了获得特别有利的强度和可变形性，一般要尽量保持具有金属间相或用金属间相组成的初级凝固尽可能地少，或者避免其出现。然而，示例性合金8的初级凝固如此不显著，以致于其几乎对机械性能没有限制。图10中示例性合金8的显微镜图像显示了具有精细共晶结构的广泛的区域，在此情况下为由Al混合晶相和Mg2Si形成。有利地，Al混合晶相的残余凝固同样仅是非常不显著或者几乎不出现。为了防止由共晶结构可达到的有利的强度和可变形性性能被削弱，要尽量保持残余凝固尽可能地小或者避免其出现。特别是，残余凝固没有以网络状的方式结合在一起或者以彼此分开的单元的形式被体现，其同样促进了有利的具有高的强度和显著的可变形性的实施方案。因此为了在精细共晶结构的基础上控制强度性能和可变形性，示例性合金8被证明同时对于低的残余凝固和低的初级凝固是非常适合的。如果选择合金组成以使初级凝固被形成具有混合晶相或用混合晶相组成，且不具有金属间化合物或者金属间相，即，如果初级凝固位于如示例性合金8的情况下Al混合晶相区域中，这还可以进一步被优化。
这种关于示例合金8的观点以及伴随的解释以类似的方式适用于示例性合金9。示例性合金9具有几乎位于伪共晶点pE处的合金组成。如在图11中可以看出的，示例性合金9同样显示几乎不具有残余凝固和初级凝固的精细共晶结构。Al混合晶相中较低的Mg的溶解量解释了相比于示例性合金8稍低的强度。通过改变混合晶相中溶解元素的量可以有利地获得强度，然而，如上所述，初级凝固优选位于混合晶体区域中，而非金属间相的区域中。
通过比较，如图12中可见的示例性合金10同样显示精细的共晶结构，但具有更大量的残余凝固，呈Al混合晶相和Si的形式，该残余凝固同样以网络状的方式成形。由于低的Mg含量，大多数Mg以Mg2Si的形式结合，以使Al混合晶相的混合晶体硬化非常不显著。这对应于来自图20的屈服应力图中较低的屈服应力。
进一步详细地看，关于合金组成远离伪共晶点pE排列的示例性合金，可以看出，如图6和图7中所图示说明的处于共晶点E的区域中的示例性合金4和5包括少量的初级凝固，在其周围排列了以两种相形成的相对粗糙的共晶结构。共晶结构的剩余的主体量以三元共晶体现，其由混合晶相、Al2Si和Si形成。机械性能(特别是强度和可变形性)特别受到粗糙二元共晶结构或二元共晶相的不利影响。在一定程度上局部地出现精细的共晶三元结构，该结构在一些位置转变为明显粗糙化的结构。与具有位于共晶点E处或者共晶点E的区域中的合金组成的示例性合金相比，具有位于伪共晶点pE处或者伪共晶点pE区域中的合金组成的示例性合金的微观结构的区别对应于位于伪共晶点pE或者处于伪共晶点pE周围区域中的合金组成的相应改进的强度和可变形性性能。
还可以看出示例性合金6和7包括粗糙的多边形的初级凝固，其具有图8和图9中显示的相关的显微镜图像。相图的Mg2Si区域中的相关合金组成的定位解释了这一点，其导致了显著的Mg2Si的初级凝固形成。其间粗糙的共晶结构以及大量的残余凝固是可辨认的，其从图8和图9中浅色的区域和通道来看是明显的。由于这种结构形态，示例性合金6和7展现了明显降低的强度和屈服应力，其特别与裂纹萌生和脆性断裂相关。
在图2中，Al-Mg-Si合金的实施方案的特别有利的区域被绘示为灰色的平面区域。这基本上表征或者对应于前述的示例性合金8和9的合金组成，但是伴随着合金组成的变化，以使混合晶相被体现为初级凝固，并且，特别是不体现金属间相。这使得具有显著的可变形性的特别高的强度的实施。如果Al-Mg-Si合金排列在Al-Mg-Si相图中伪共晶点周围的区域中，则因此可以确保特别有利的此类型的Al-Mg-Si合金的实施范围，其中相图中的合金组成从前述的图2中的相图的伪共晶点起排列在对应的单变量线面向Al含量增加的一侧。
Al-Cu-Mg系统：
图21显示Al-Cu-Mg系统的三元相图的图示说明。生产并检验了来自Al-Cu-Mg系统的示例性合金。相关合金组成在表2中以重量百分比和原子百分数被标为示例性合金13，并且对应于参考数字13，其特别标注了来自图21的相图中的合金组成。
表2：来自Al-Cu-Mg合金系统的示例性合金
Al Cu Mg
示例性合金13 重量％ 66.00 24.00 10.00
原子％ 75.61 11.67 12.72
如从图21的相图中可以看出的，示例性合金13具有排列在伪共晶点pE周围的区域中的合金组成。相关微观结构在图22中在光学显微镜图像的辅助下被图示说明。明显的是，形成了具有混合晶相的非常精细尺度的共晶微观结构和少量的初级凝固。在图23中，显示了作为Al-Cu-Mg示例性合金13的膨胀试验系列结果的屈服应力图，其中屈服应力(单位：MPa)再次作为变形程度的函数被图示说明。明显的是，获得了非常高的强度和屈服应力。断裂伸长率还处于此合金系统的技术相关范围中。强度和可变性对应于精细的共晶微观结构，并且特别对应于初级凝固的低含量。
Mg-Al-Li系统：
图21显示Mg-Al-Li系统的三元相图的图示说明。生产并检验了来自Mg-Al-Li系统的三种示例性合金。来自Mg-Al-Li系统的示例性合金的合金组成在表3中以重量百分比和原子百分数被分别标为示例性合金14、15和16，并且对应于参考数字14、15和16，其特别标注了来自图24的相图中各自的合金组成。
表3：来自Mg-Al-Li合金系统的三种示例性合金
Figure BDA0003460337360000111
Figure BDA0003460337360000121
如从图24的相图中可以看出的，示例性合金14至16各自具有排列在伪共晶点pE周围的区域中的合金组成。伪共晶点pE在图24中通过绘示的参考线图示说明，其中伪共晶点pE位于单变量线或者液相线边界线与参考线的交点处。通过CaY的添加，特别是大约1重量％的Ca和大约0.5重量％的Y，来自Mg-Al-Li系统的示例性合金的氧化性能可以被可行地稳定，而不对结构的显著程度产生不利影响。
在相图中，示例性合金14和15与伪共晶点附近的距离稍靠近，并且示例性合金16稍远离，其中示例性合金14的合金组成或多或少位于伪共晶点pE处。根据目前可获得的数据，示例性合金14至16在混合晶体区域中出现，特别是其形成体心立方晶格(bbc)。
在图25至图27中，微观结构在显微镜图像的辅助下分别呈现可见。来自图25和图26的结构形态表示在所使用的光学显微镜下无法再分辨的极度精细尺度结构的体现。因而可以被识别的晶界归因于氧化杂质。示例性合金16的微观结构被以扫描电子显微镜的方式检验，在图27中被图示说明。在图27中显而易见的是，一方面，浅色的晶界相(白灰色)被确定为Al-Ca，并且，另一方面，在晶界相包围的区域中，特别是在所述区域的中心部分，或者在混合晶相的内部，有显著的精细晶体结构或者形态，特别是在图27右侧的图片中清楚可见。在图24的相图中，示例性合金16的合金组成似乎在离单变量线和伪共晶pE相对远的距离处。然而，在这种情况下，应当注意的是，根据已知的技术知识，体心立方晶格(bcc)区域(示例性合金16也排列其中)的斜率在相图非常平坦，并且三种元素Mg、Al、和Li同样展现出彼此之间的高溶解度。因此，这可能解释了为何在伪共晶点周围存在这一广泛的区域，在该区域中，可以以高含量体现有利的精细尺度的共晶微观结构。
图28和图29显示作为膨胀试验系列结果的示例性合金15和16的屈服应力图，其中屈服应力(单位：MPa)再次作为变形程度的函数被图示说明，其中图28显示与示例性合金15相关的屈服应力曲线，并且图29显示与示例性合金16相关的屈服应力曲线。明显的是，两种示例性合金均具有高的强度和屈服应力，以及显著的可变形性，对应于所确定的精细共晶微观结构。在图29(其与示例性合金16相关)中，还图示说明了通过热处理的方式进一步性能优化的可能性。
图29显示紧随示例性合金6(铸态)的生产的合金试样的屈服曲线，在图29中以实线描绘，用参考数字16-1标注；以及另一在进行示例性合金16的热处理(时效)后的示例性合金试样的屈服曲线，在图29中以虚线描绘，用参考数字16-2标注。出于此目的，示例性合金16的试样经受330℃下的热处理3小时，并且随后通过抗压试验计算屈服曲线。热处理对于强度(特别是抗压强度)和可变形性的明确的影响是明显的，导致存在以优化的方式使用热处理设置抗压强度和可变形性的可能，特别是对于最终的预期应用。
如之前本文件中前面所解释的，已经证明了如果合金是包括下列(特别是由下列组成)的镁基合金(以原子％计)，对于获得具有高的应用适用性的合金是有益的：
15.0％至17.0％的锂，
超过0.0％，特别是超过0.01％，优选地超过0.05％的铝，
作为剩余物的镁和生产相关杂质，
其中铝和镁的比例(以原子％计)为1:6至4:6。示例性合金16可以被看作这种合金定义的代表性示例，如在欧洲专利申请号19184999.1的范围内和国际专利申请号PCT/EP2020/058280的范围内所示的，其均被递交至欧洲专利局。在此，特别地再次参考这些申请中的每个的图1。在图24中，以虚线绘示相应的1:6的铝和镁的比例(以原子％计)。前述的1:6至4:6的铝和镁的比例范围(以原子％或者摩尔％计)因而位于图24的相图中该线的左侧，并且特别地，在伪共晶点pE周围的区域中构成特定的体现。
对于可用作应用合金(特别是结构部件)的Mg-Li-Al合金，如果Mg-Li-Al合金排列在Mg-Li-Al相图的表示1:6的铝和镁的比例的线和单变量线或者液相线边界线之间的区域中，特别是具有前述的Li含量范围，则确保了一个特别有利的实施范围。此类型的范围在图24的相图中被标注为灰色的平面区域。
如已有的之前在来自Al-Si-Mg系统的示例性合金的范围内的情况，明显的是，优选选择合金组成以使合金组成处于伪共晶点pE的区域内，此外，优选地，包括具有混合晶相或由混合晶相组成的初级凝固；即，相应的合金组成位于相图中的混合晶体区域。
Mg-Cu-Zn:
图30显示Mg-Cu-Zn系统的三元相图的图示说明。生产并检验了来自Mg-Cu-Zn系统的示例性合金。相关的合金组成在表4中以重量百分比和原子百分数被标为示例性合金17，并且对应于参考数字17，其特别标注了来自图30的相图中的合金组成。
表4：来自Mg-Cu-Zn合金系统的示例性合金
Al Cu Zn
示例性合金17 重量％ 58.00 16.5 25.5
如从图30的相图中可以看出的，示例性合金17具有排列在伪共晶点pE周围的区域中的合金组成。相关的微观结构在图31和图32中在光学显微镜图像的辅助下被图示说明。处于光学显微镜的分辨率极限的非常精细的共晶微观结构是明显的。在此，可以看到相对大量的初级凝固。因此，如果合金组成被挑选为更靠近伪共晶点pE或者靠近单变量线或者液相线边界线，则对于高的强度和可变形性是有利的。
图33显示作为示例性合金17的膨胀试验系列结果的屈服应力图，其中屈服应力(单位：MPa)再次作为变形程度的函数被图示说明。明显的是，基于显微镜图像中明显的显著的量的初级凝固，获得了高的强度和屈服应力，然而，通过选择更靠近伪共晶点pE的合金组成，其可以被进一步改进。在图33中，因而显示了紧随示例性合金17(铸态)的生产的示例性合金17的屈服曲线，用参考数字17-1标注；以及在进行热处理后的示例性合金17的屈服曲线，用参考数字17-2标注。出于此目的，示例性合金17的试样经受350℃下的热处理4小时，并且随后通过抗压试验计算屈服曲线。热处理对于强度和可变形性的明确的影响是明显的，导致存在以优化的方式借助于热处理进一步优化强度和可变形性的可能。
随后进行了四元合金系统和四元共晶的检验。出于此目的，特别考虑了合金系统Al-Cu-Mg-Zn和Al-Mg-Si-Zn。
Al-Cu-Mg-Zn:
关于Al-Cu-Mg-Zn合金系统，生产并检验了处于伪共晶点pE的区域中的示例性合金。合金组成在表5中以重量百分比和原子百分数被标为示例性合金18，并且对应于参考数字18。
表5：来自Al-Cu-Mg-Zn合金系统的示例性合金
Al Cu Mg Zn
示例性合金18 重量％ 6.20 75.40 5.40 13.00
原子％ 12.51 65.00 12.09 10.82
为了检验共晶微观结构，拍摄了示例性合金18的电子显微镜图像，如图34中所示。精细构造的共晶结构(特别是具有纳米范围的结构尺寸)是明显的，作为在图片中心的大的颗粒区域，在图35右侧的图像中清晰可见。
这是在具有四种组分或者元素的系统中的二元共晶结构，并且因此，如开始所解释的，热力学自由度f从1增加到3(四元共晶)。
在图34中，亚结构在主要区域(以灰色表示)是可辨认的，其中这些是固态下等化学计量结构转变(bcc至fcc)的产物。就对于强度和可变形性是直接影响而言，其是不显著的。以混合晶相(以浅灰色至白色表示)以及金属间第二相(以黑色表示)的形式(特别是以拉维斯相的形式)的相对大量的初级凝固也是可见的。
图35显示作为示例性合金18的膨胀试验系列结果的屈服应力图。描绘了完整的热处理之前的屈服曲线，用参考数字18-1标注；以及完整的热处理之后的屈服曲线，用参考数字18-2标注，其中屈服应力(单位：MPa)再次作为变形程度的函数被图示说明。明显的是，示例性合金18展现非常高的强度，以及同时存在的断裂伸长率，其中以热处理的方式可以改变可变形性。
存在的显著的初级凝固以及第二相被认为是脆性增加的因素，其是为何进一步降低这些的量以便进一步改进强度和可变形性将是有利的，例如，通过减小合金组成与相图中伪共晶点pE的距离或者是使其更接近相图中的伪共晶点pE。
Al-Mg-Si-Zn:
关于合金系统Al-Mg-Si-Zn，通过模拟的方式检验了处于伪共晶点pE的区域中的示例性合金。合金组成在表6中被标为示例性合金19，并且对应于参考数字19。
表6：来自Al-Mg-Si-Zn合金系统的示例性合金
Al Mg Si Zn
示例性合金19 重量％ 83.3 9.2 4.5 3.0
作为模拟的结果，相含量作为示例合金19的温度的函数在图36中被图示说明。从固相到液相的直接转变是明显的，对应于共晶结构的体现。在图35中，与其对应，显示了固体含量作为温度的函数的图示说明，其通过Scheil-Gulliver凝固计算的方式被确定。显示的平衡曲线和Scheil-Gulliver凝固曲线描绘了展现具有四种组分或元素的二元共晶凝固的合金系统。因此，热力学自由度再次从1增加到3。在图37中，Scheil-Gulliver计算显示混合晶相形式的非常小的量的初级凝固，其含量小于3摩尔％或者原子％，以及另外的几乎不存在的残余凝固。
因此，类似地明显的是，除了合金组成位于伪共晶点pE的区域中，初级凝固和/或残余凝固的量可以有利地被最小化，以便进一步提高或者改进强度性能和可变形性性能。
根据本发明的合金(其有超过三种组分，具有通过从液态冷却到固态产生的共晶结构)可以因此有利地体现有精细构造的共晶结构，特别是纳米范围内的精细结构，如果合金的合金组成排列在位于相图中的伪共晶点的区域中或者在伪共晶点周围，则其构成合金中主体的或者主要的相含量或者结构量。因此，合金可以体现有利地高的强度和显著的可变形性。如果体现非常小的初级凝固和/或残余凝固，则这一点尤其符合。特别地，如果初级凝固被形成具有混合晶相或者由混合晶相组成，特别是不具有金属间相或者不由其组成，或者如果合金组成在相图中的相应区域中被选择，则对其是有益的。以这种方式形成的合金因此提供了实现(优选地基于特定的目的)坚固的和耐用的组件，尤其是结构组件，特别是在汽车工业、飞机工业和/或航天工业中的预期应用的可能性。

Claims (12)

1.一种合金，特别是一种轻金属合金，所述合金具有合金组成和共晶结构，所述合金组成具有至少三种组分，所述共晶结构通过将所述合金从液态冷却到固态获得，条件是所述合金的组成处于合金相图的伪共晶点(pE)周围的区域中，以使所述合金中出现至少85摩尔％的所述共晶结构。
2.根据权利要求1所述的合金，其特征在于，所述共晶结构具有小于3μm，优选地小于1μm的其相含量的平均间距。
3.根据权利要求1或2所述的合金，其特征在于，所述合金包括最大为5摩尔％，优选地最大为3摩尔％的量的残余凝固。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金包括小于10摩尔％，特别是小于5摩尔％的量的初级凝固。
5.根据权利要求4所述的合金，其特征在于，所述初级凝固被形成具有混合晶相。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金具有小于8g/cm3的密度。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金是镁基合金、铝基合金、锂基合金或者钛基合金。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金是铸造合金。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金是Al-Mg-Si合金。
10.根据权利要求9所述的合金，其特征在于，所述Al-Mg-Si合金包括在0.01重量％和5.0重量％之间，特别是大约3.0重量％的锌。
11.一种用于生产具有共晶结构的合金，特别是根据权利要求1至10中任一项所述的合金的方法，其中所述合金具有合金组成，所述合金组成具有至少三种组分，并且其中所述合金从液态开始被冷却到所述合金的固态以形成所述共晶结构，条件是所述合金组成被提供为使得所述合金组成处于合金相图的伪共晶点(pE)周围的区域中，以使在冷却至固相的过程中所述共晶结构以至少85摩尔％的量体现。
12.一种具有根据权利要求1至10中任一项所述的合金或者使用根据权利要求11所述的方法可获得的原料，半成品或者构造材料。
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