CN116083764A - 生产具有改善的机械性能的可热处理铝合金的方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及生产具有改善的机械性能的可热处理铝合金的方法。用于由基于挤压材料的可热处理铝合金特别是AA 6xxx系列合金生产结构部件的方法，该部件具有改善的压溃性能并且特别适用于车辆的碰撞区域，例如纵向构件和碰撞盒，所述方法包括以下步骤：a.通过直接激冷铸造由所述合金铸造坯料，b.均质化所述铸造坯料，c.通过挤压由坯料成形为型材，优选为空心截面，d.任选地，单独的固溶热处理，e.在所述成形步骤以及可能的单独固溶化步骤之后将所述型材淬火至室温，f.将所述挤压或单独固溶化的型材伸展以获得至少1.5％的塑性变形，g.人工时效所述型材。

Description

生产具有改善的机械性能的可热处理铝合金的方法
本申请是优先权日为2015年12月23日、发明名称为“生产具有改善的机械性能的可热处理铝合金的方法”的中国发明专利申请第201680071330.7号(相应的国际申请号为PCT/EP2016/082231)的分案申请。
技术领域
本发明涉及一种生产结构部件的方法，特别是由AA 6xxx系列合金，所述合金被挤压或轧制并经受进一步加工以获得改善的机械性能。
背景技术
铝挤压工艺通常始于将铸造并均质化的坯料或圆料加热至所需的挤压温度(取决于合金，典型为：400-520℃)。铝合金在这样的温度下仍然是固体但却是可锻的。然后将该加热的铝坯料转移到挤压机中的容器。然后，具有朝向该容器密封的热压垫块(dummyblock)的杆从后面挤压，迫使铝合金通过挤压模具的开口，进而产生长段的铝挤压件，该挤压件从模具的另一侧出来。
在现代挤压设备中，型材的前部被拉拔器抓紧，该拉拔器根据型材的合金和横截面积施加一定的力。典型地，具有飞锯的两个拉拔器同时操作并且在两个挤压段之间的停止标记处切割型材。通过水淬火或空气冷却使挤压件在输出台上经受冷却。典型地，通过淬火箱或驻波在输出台处将水淬火的型材冷却至室温，而空气冷却的型材典型地在被转移离开输出台之后在冷却台处进一步冷却。如果在挤压模具中的金属流是良好平衡的并且横截面不过于非对称，那么若该型材是被空气冷却则其将保持相当直。对于水淬火的型材，在冷却操作中避免型材弯曲可能是更具挑战性的。但是，当使用淬火箱时，其中可独立于所有侧面并沿淬火箱长度对水流进行调节，大多数型材可被淬火而没有太多的弯曲和翘曲。在任一情形中，拉拔器将帮助在挤压和冷却之后保持型材平直。
然后通常将冷却的挤压段伸展以获得在0.3-1.0％范围内的塑性变形。这种伸展的目的是为获得应力消除且平直的型材。将长挤压件切割为所需的长度，并且其通常经受被称为人工时效的热处理步骤。这种显著增加强度的时效处理典型地在140-220℃的温度下进行，这取决于铝型材将具有何种性能。
从EP 2883973A1知晓一种用于获得由6xxx铝合金制造的挤压产品的上述种类的方法，其中将挤压后的挤压型材淬火至室温，然后任选地将其伸展0.5-5％以获得应力消除且平直的型材，正如该专利申请的说明书中所述。
文献WO2016/034607描述了一种铝合金挤压产品，其通过以下步骤获得：a)由6xxx铝合金铸造坯料，所述6xxx铝合金包含：Si：0.3-1.5重量％；Fe：0.1-0.3重量％；Mg:0.3-1.5重量％；Cu<1.5重量％；Mn<1.0％；Zr<0.2重量％；Cr<0.4重量％；Zn<0.1重量％；Ti<0.2重量％；V<0.2重量％，余量为铝和不可避免的杂质；b)在比固相线温度低30℃-100℃的温度下对铸造坯料进行均质化；c)在低于固相线Ts(在Ts和(Ts-45℃)之间)并且高于溶线温度的温度下加热该均质化的坯料；d)冷却直至坯料温度达到400和480℃之间的温度，同时确保坯料表面绝不会低于大致接近350℃的温度；e)在冷却操作之后，挤压至多几十秒使所述坯料通过模具以形成至少挤压产品；f)将挤压产品淬火至室温；g)伸展该挤压产品；h)对该挤压产品进行时效，不预先对挤压产品施加任何单独的挤压后固溶热处理，施加该时效处理使得产品在强度和可碰撞能力(crashability)之间具有极好的折衷，具有高于240MPa、优选高于280MPa的屈服强度Rp0.2，并且当轴向压缩时，该型材呈现出规则折叠的表面，裂纹的最大长度为10mm，优选小于5mm。
众所周知，例如由出版物“Properties for aluminum alloys”,Mr.J.GilbertKaufmann,ASM International”可知，对许多铝合金产品在固溶热处理和淬火之后施加少量冷加工，以便使由加工、在高温保持和快速淬冷的组合所产生的内部残余应力最小化。这里提出由应力消除处理所提供的冷加工量，对于板材、轧制或挤压产品而言大体上在1至3％伸展的范围内，对锻件而言，在3至5％压缩的范围内。这里提到的用于应力消除的伸展量远高于现代挤压设备中通常使用的伸展量。最可能地，这归因于T6处理，其中具有单独的固溶化，然后将一束长型材放入深淬火槽中。在这种情况下，型材将更多地扭曲和弯曲，相比于当被拉拔器夹持时对型材进行淬火而言。对于T5处理，使用少得多的伸展，其通常在0.3-1.0％塑性变形的范围内。
在同一文章中，存在关于“固溶热处理后的另外冷加工的影响”的章节，该章节涉及有关伸展对合金2024、6061和7075的疲劳性能的影响的研究。这些合金均未表现出伸展的任何益处，并且对于合金7075可能存在不利影响。
在由J.R.Davies编辑的ASM Specialty Handbook,“Aluminum and AluminumAlloys”中，存在关于对时效的热机械影响的章节。T3状态(temper)是指挤压之后的冷加工，而T8是指单独的固溶化之后的冷加工。这里其提出，2xxx系列合金如2014、2124和2219在强度方面正面响应淬火后的冷加工，而其它合金对相同类型的处理没有显示或显示很少的附加强化。对于2xxx系列合金，存在几种T3和T8类型的状态，而对于不正面响应固溶处理后的冷加工的7xxx系列合金，没有此类状态是标准的。
7xxx合金的广泛实验的结果进一步由ASM(美国金属协会),“Properties andPhysical Metallurgy”,John E.Hatch，进一步实施并公布，其中特别得出了如下结论：对于7xxx合金，“可获得的强度随着冷加工增加到至少5％而逐渐降低”。这种效应归因于位错，位错引起η’-析出物的异质成核并由此抑制η”-析出物的更致密的均匀成核，这种均匀成核产生更高强度的贡献。通过冷轧到比应力消除目的所用程度更高的程度所进行的冷加工能够提供的硬度水平超过了仅由析出硬化效应所提供的硬度水平，但是这些没有被商业化使用。
因此，希望有一种方法，该方法允许从可热处理铝合金有效地生产结构部件，其不仅生产具有改善的机械性能的所述部件，而且能够实现高效的生产。这样的方法是特别理想的，因为允许结构部件的改良机械性能的这些合金在结构部件的生产期间(例如在挤压期间)通常还提供更大的变形抵抗性，因此导致低效的生产工艺。
发明内容
因此，本发明提供了一种用于从可热处理铝合金(特别是AA 6xxx系列合金)生产结构部件的方法，该部件具有改善的压溃(crush)性质并且特别适用于车辆的碰撞区域(crash zone)，例如纵向构件(longitudinal)和碰撞盒(crash box)，该方法包括以下步骤。
当通过挤压生产部件时，根据本发明的方法可包括以下步骤：
a.通过直接激冷(DC)铸造由所述合金铸造坯料(billet)，
b.均质化所述铸造坯料，
c.任选地在挤压之前将坯料加热到期望温度，
d.通过挤压由坯料成形为型材，优选空心截面，
e.任选地，单独的固溶热处理，
f.在所述成形步骤或可能的单独固溶化步骤之后将所述型材淬火至室温，
g.对该挤压或单独固溶化的型材进行伸展(stretch)以获得至少1.5％的塑性变形，
h.人工时效该型材。
当从轧制片材生产部件时，本发明的方法包括以下步骤：
a.通过直接激冷铸造由所述合金铸造轧制板坯(slab)，
b.均质化和/或预加热该轧制板坯，
c.将板坯热轧和冷轧至所需厚度，
d.单独的固溶热处理，
e.将轧制片材淬火至室温，
f.由轧制片材成形和焊接/接合以产生结构构件，优选为空心形状，
g.在成形之前对轧制片材进行伸展或者在成形之后对结构构件进行伸展，以获得至少1.5％的塑性变形，
h.人工时效所述结构构件。
从下面提供的实验数据清楚，已发现对通过根据本发明的方法生产的结构构件或挤压型材进行伸展以获得至少1.5％的塑性变形极大地改善压溃性能。进一步发现，当该方法在均质化步骤之后和挤压步骤之前包括异质化步骤(本文中也称为“软退火”)时，可进一步提高结构构件的生产效率。这允许从富Al相(α-相)中析出Mg2Si，从而导致富Al相中的Mg和Si的消耗。这降低合金的抗变形性并且允许更好的挤压性能。对于通过挤压形成结构构件(例如型材)的实施方案，根据本发明实施方案的伸展在固溶化步骤之后并且在时效之前(也可在任选的预时效之前)进行。已经发现，当该工艺包含异质化时，如果该工艺也包括固溶化，则获得更好的型材性能。对于轧制材料，根据本发明的伸展在固溶化步骤之后并且在成形结构构件之前进行(即对轧制片材金属进行伸展)或者在成形结构构件之后进行(即对已成形为结构构件的片材金属进行伸展)。换而言之，对于由轧制片材金属形成结构构件(例如型材)的实施方案来说，任选地伸展该结构构件，其中在这些实施方案中在时效之前(例如在预时效之前)也进行伸展。
均质化可以例如在520℃和590℃之间的温度下(例如在550℃和580℃之间的温度下)进行持续大于0小时且小于12小时的持续时间，其中0小时的数值表示将合金加热至达到均质化温度，并且当达到均质化温度时立即冷却该合金。根据实施方案，均质化进行1-4小时。应选择温度和时间使得达到相图中关于Al、Mg和Si的单相区域，以便使这些元素(和其它元素)进入在富Al相中的固溶体。此外，可以进行均质化以便析出元素的金属间相，所述金属间相在富铝α相中不是完全可溶的。
根据本发明的实施方案，均质化之后可以是异质化步骤(也称为“软退火”)。所述异质化步骤可以紧随均质化之后(即，在所述步骤之间没有低于异质化温度的任何冷却)或者可单独进行(即，在所述步骤之间,可具有低于异质化温度(例如至室温)的冷却)。当在均质化之后立即进行异质化时，该工艺更有效并且使用较少的能量。当单独进行均质化和异质化时，该工艺更加通用。根据本发明的实施方案，从均质化温度到异质化温度的冷却，或者当单独进行均质化和异质化时从均质化温度到室温的冷却，使用25℃/小时和500℃/小时之间的冷却速率进行。根据实施方案，均质化温度和异质化温度之间的冷却速率例如在100℃/小时和400℃/小时之间。
例如，异质化步骤可在350℃和450℃之间、例如390℃和430℃之间的温度下进行。6061合金具有约540℃的溶线温度，因此根据本发明的实施方案，异质化温度可以比本发明的溶线温度低至少约90℃。对于异质化，可以将合金保持在异质化温度持续0-12小时，例如待续1-12小时，例如持续2-8小时，其中0小时的数值表明合金从均质化温度缓慢冷却，例如以25℃/小时或更小，一直下降到350℃或甚至以下，例如下降到室温。在均质化之后或者在均质化和异质化之后，将坯料挤压或以本文所述的其它方式进行加工。
可进行伸展，使得型材获得至少1.5％的塑性变形，例如，大于1.5％的塑性变形，例如2％或更大的塑性变形，例如3％或更大的塑性变形，例如4％或更大的塑性变形。本文中，以x％表示的伸展表示在放松伸展力之后在伸展方向上的在伸展前后的长度相差x％。例如，在伸展之前1m的长度可对应于伸展4％之后的1.04m的长度。
在伸展之后，进行时效。例如，可以按一步、两步或双速时效过程来实施该时效。另外，时效可任选地包括预时效步骤。在这方面，已发现，当在固溶化之后尽可能快地进行时效时，对于具有高的Mg和Si含量的6xxx合金(例如6061或6082)的强度是有利的。当在固溶化之后至多约4小时进行时效时具有有益的效果，但是在固溶化之后越快进行时效则该有益效果越强。然而，本发明人已发现，如果在固溶化之后4小时内开始仅短暂的时效循环(本文称为预时效)，则也可以实现类似的有益效果。在该预时效之后，可以将材料保持在室温下，例如持续至多几个星期，然后进行进一步的时效。因此，使用预时效允许获得通过在挤压或固溶化之后不久进行时效而实现的那些对强度有益的效果，同时获得一种更灵活的生产方法。
正如所述，在伸展之后的预时效步骤可进一步改善型材的机械性能。例如，预时效可以在90℃和230℃之间的温度下进行持续1-120分钟的持续时间，例如在140℃和160℃之间的温度下进行持续1-7分钟。然而，取决于合金和型材以及期望的性质，其它温度和持续时间也是可能的。
根据实施方案，在挤压或任选的固溶化完成之后至多15分钟开始预时效，但根据实施方案，可以在固溶化完成之后至多4h为止开始预时效。
在伸展和任选预时效之后，可以将型材人工时效至期望的状态名称。
已经发现，根据本发明实施方案的方法特别适用于生产其中期望高强度和薄壁以节省重量的挤压或轧制的汽车零件。这可例如为门槛(sill)，其典型地是挤压的多室型材。例如，这样的汽车门槛可以是车身部分的零件，该零件在车身的车门开口的底部之下。形成这种汽车零件(例如门槛)的型材的壁可相当薄。由于根据本发明实施方案的方法允许生产具有改善的机械性能的型材，并且特别地如果使用异质化，则允许使用有利的挤压工艺参数，因此可以在无缺陷的情况下有效地生产壁厚小于2.00mm(例如，小于1.5mm)并且具有改善的机械性能的薄壁型材。
附图说明
下面通过举例并参考附图进一步描述本发明，其中：
图1显示了根据本发明的用于合金碰撞测试的铝型材的横截面和照片；
图2显示了所测试的6061合金的抗拉性能相对于在200℃下的保持时间，
图3显示了所测试的6110合金的抗拉性能相对于在200℃下的保温时间，
图4显示了6061合金的压溃型材的照片，
图5显示了6110合金的压溃型材的照片，
图6显示了6061合金的压溃型材的照片，
图7a显示了根据本发明实施方案的温度随时间变化的示意廓线，
图7b显示了在根据本发明的均质化之后以及在根据本发明的均质化和异质化之后的挤压性能，
图8a至8d显示了根据本发明和对比例的各种方法加工的6061合金的压溃型材和机械性能，
图9显示了根据本发明实施方案和对比例加工的6005A合金的压溃型材的照片，
图10显示了根据本发明实施方案和对比例的7030合金的压溃型材的照片和机械性能，
图11a显示了用根据本发明和对比例加工的片材进行的弯曲测试的结果，
图11b显示了根据本发明实施方案的片材的合金组成以及未伸展材料和4％伸展材料的强度，
图12显示了根据本发明的异质化对6061合金的显微组织的影响，和
图13显示了再结晶和非再结晶的挤压型材各自的显微组织。
具体实施方式
车辆材料的选择是汽车设计的首要且最重要的因素，并且存在可用于汽车车身和底盘的多种材料。除满足关于机械强度需求方面的要求以外，材料应满足的最重要准则是轻重量、经济有效、安全性、温度稳定性、耐腐蚀性和可回收性。通过本发明，发明人旨在关于这些准则而优化铝合金的选择和制造合金部件的方法。
与本发明相关的工作的目的是测试在时效之前的伸展将如何影响再结晶和非再结晶材料的压溃性能，因而使最佳的合金选择和制造方法成为可能。
实施例
使用下表中定义的两种合金进行图1-6中涉及的测试。所有浓度均以重量百分比表示。余量是铝。
合金 Mg Si Fe Mn Cu Cr Ti
6110 0.83 0.74 0.20 0.55 0.23 0.154 0.005
6061 0.80 0.60 0.19 0.00 0.21 0.054 0.006
在申请人的铸造实验室将这些合金铸造成
Figure BDA0004093462030000091
的坯料，使用对于这些种类合金来说典型的铸造参数。将两种合金在575℃下均质化2小时15分钟，然后以约400℃/小时冷却至室温。
然后，将该坯料挤压为壁厚为2.8mm的29×37矩形空心型材，如图1所示。存在位于在侧壁中间的四个缝焊。
在立式800吨挤压机中进行挤压，该挤压机具有100mm直径的容器。对于所有的挤压坯料，在挤压之前的预加热温度在500-510℃范围内。对于所有坯料，挤压型材速度为8.2m/min。在挤压之后立即将型材在管内的水中淬火，该管被置于在模具开口后方约60cm处，因此冷却速率非常高。
然后，将型材切割成约100cm长度并伸展至不同量的塑性应变(0％、2％和4％)。所有型材(未伸展的型材和伸展2％和4％的型材)均在200℃下时效。保温时间为1、2、4、7和10小时。拉伸结果如图2和3中所示。基于该拉伸结果，由未伸展型材得到的压溃样品在压溃测试(crush test)之前在200℃保温4小时。由4％伸展的型材得到的压溃样品在200℃时效2小时。
主要依照汽车制造商Volkswagen，VW TL 116标准来进行压溃测试。不同之处在于，样品开始时仅为100mm，然后压溃降至约35mm。在目前的测试中，在每种条件下测试三个平行的压溃样品。
研究测试的结果，4％伸展似乎对当前测试中使用的6061合金的压溃性能具有显著影响。该合金仅具有0.05重量％的Cr，该量是过低的量以至于不能提供大量的弥散颗粒，从而妨碍挤压后型材的再结晶。该型材因此拥有具有高角度晶界的再结晶晶粒结构。在这方面，图13显示了在由6061合金制成的挤压型材中的再结晶晶粒结构以及在由6110合金制成的挤压型材中的非再结晶晶粒结构。如图4所示，上部的照片中描绘的未伸展型材有严重的裂纹，而下部的照片显示在压溃之后伸展过的型材完全没有裂纹。
由于目前的发现证实伸展对所测试的6061合金的压溃性能有影响，因此时效之前的伸展也极有可能对其它6xxx合金变体具有类似的影响，所述其它6xxx合金变体在挤压型材中产生再结晶结构。
合金6110含有0.55重量％的Mn和0.15重量％的Cr，因此具有许多弥散颗粒(主要是α-AlFe(MnCr)Si类型)。由于高含量的弥散颗粒，该合金的挤压型材将通常具有非再结晶的晶粒结构(参见图13)。从图5中可以看出，即使该型材不具有高角度边界，而是具有在非再结晶晶粒结构中的亚晶粒之间的低角度晶界，伸展对于压溃性能仍具有显著的影响。伸展的样品是极好的，没有任何裂纹，而未伸展的样品在拐角处具有一些裂纹。
图6示出已被压溃至原始长度的约1/3的6061合金样品，以及在200℃时效2小时之前以2％伸展进行加工的样品，从图6可见，所述合金表现出显著改善的抗压溃性。由这些结果推断，约1.5％或更多的伸展导致改善的压溃行为，然而通过约2％或更多的伸展(例如3％或更多，例如4％或更多)实现更好的结果。
图7a显示了根据本发明实施方案的方法的温度随时间的廓线。正如所述，尽管Mg和Si有助于改善的铝合金机械性能，但是当使用传统的工艺路线时，这些元素也导致降低的挤压效率。已发现当Mg和Si处于合金的富铝相中的固溶体中时，它们会增加合金的抗变形性，并因此降低挤压性能。但是，当在进行挤压之前根据本发明对合金进行异质化时，挤压速度可大大提高。认为当根据本发明实施方案进行异质化时，合金的富Al相通过析出Mg2Si析出物而消耗Mg和Si。图7b显示了挤压实验的概况，使用通过仅均质化制备的6061合金(命名为“HOM”)以及使用在挤压之前均质化且异质化的6061合金(命名为“HET”)进行了该挤压实验。化学组成在坐标图下方的插图中给出，其中余量为Al。将均质化的样品在550℃下保温，然后以400℃/小时冷却至室温。通过以25℃/小时将坯料从550℃的均质化温度冷却至350℃随后是在350℃持续8小时的保温步骤来进行根据本发明实施方案的异质化，然而根据本发明，更短或更长的保温时间也是可能的。从该坐标图可以看出，异质化允许显著更快的撞锤速度。由于异质化材料中较低的抗变形性，因此可以使用较低的坯料温度，但该材料仍然具有足够的可用压力来挤压坯料。在这种情况下，较低的抗变形性和较低的坯料温度都有助于提高挤压速度。仅进行均质化时，抗变形性较高并且必须使用较高的坯料温度。此外，由于均质化坯料的挤压型材通常将被压力淬火并且不进行单独的固溶化步骤，因此坯料温度需要足够高以使全部或大部分的Mg和Si在时效之前进入固溶体，为了获得所需强度这是必须的。可通过后续热处理步骤来溶解在异质化步骤期间已形成的大Mg2Si颗粒，该后续热处理步骤是根据本发明实施方案的固溶化步骤的形式，其溶解所述Mg2Si颗粒。
图8显示了任选的预时效处理结合伸展对型材的机械性能的影响。在这方面，图8a显示了在图8b-8d中测试的挤压样品的化学组成的概述以及用于各个样品的工艺路线的概述。样品在挤压后已经被固溶化。从图8b-8d可以看出，屈服强度值Rp0.2的范围是从未伸展变体(0％)的310Mpa到4％伸展并且预时效变体(4％-PA)的约325Mpa。对于在任何进一步加工之前已预先时效的变体(PA-4％和PA-0％)的极限抗拉强度值Rm接近360Mpa，并且比其它变体高20-30Mpa。0％伸展的变体似乎具有最高的总伸长率值A。然而，这对于某些汽车零件(例如车辆门槛、纵向构件和碰撞盒)来说并不十分重要，对于这些零件，抗压溃性是重要性能。此外明显的，对于在任何进一步加工之前已预先时效的变体(PA-4％和PA-0％)，均匀伸长率值Ag为最高，而4％伸展的变体(4％-PA和4％)显示了最低的均匀伸长率值。
从图8可清楚，伸展对固溶处理并且水淬火的样品的压溃性能具有强烈影响。通过在任何进一步加工之前伸展4％，延展性似乎非常好。另一方面，伸展之前的预时效产生在压溃测试中表现出极差性能的材料。既未伸展也未预时效的材料显示出相当差的压溃性能，但并不比在进一步加工(如伸展)之前预时效的样品差。
图9显示了使用6005A合金根据本发明实施方案的结果，该合金具有如图9中的插图所给出的组成，余量为铝。将6005A合金的坯料加热至约500℃并挤压为与先前所用相同的型材。以两步时效工艺进行时效。两步时效工艺是如下的时效工艺，其中第一保持温度低于第二保持温度，其中在第一保持温度和第二保持温度之间不存在冷却。据认为，较低的第一保持温度导致许多晶核(nuclei)的产生，然后较高的第二保持温度促进晶核的生长。据认为，对于较低强度的合金(例如，对于如6061或6082合金以外的合金)这样的两步时效工艺产生最好的增益。在图9中显示了在这样的两步时效工艺之后6005A合金的拉伸结果，该两步时效工艺具有包含在150℃下暴露3小时的第一时效步骤，随后在190℃下具有不同保持时间(分别为2小时、4小时和8小时的人工时效)的第二步骤，以及在时效之前不同量的伸展。图9中上部图显示了在时效(在150℃下进行3小时，然后在190℃下进行4小时)之前伸展0.5％的样品。显然，在上部折叠中已形成裂纹，而根据本发明的分别伸展2％和4％并且以相同方式时效的其它样品显示出改善的机械性能并且无裂纹。
据认为，当使用根据实施方案的方法时，当Cr和Mn的含量低时弥散颗粒的数量低，因此弥散颗粒不会显著影响抗变形性。在挤压后材料再结晶，因此在随后的固溶化过程期间，型材中的晶粒结构非常稳定。根据本发明的合金的Mg/Si比率可以接近于Mg2Si(有效的Si并且以原子百分比计)，因此颗粒周围的局部共晶熔点可相当高。在Si过量的情况下，熔点显著下降。Si的“有效”量是合金中存在的Si的总量(例如通过化学分析获得)减去AlFe(MnCr)Si型的主要组分颗粒以及可能的Al(MnCr)Si型弥散颗粒中结合的Si量。熔点显著影响可挤压性。
由于目前的发现证实了伸展对所测试的6005A合金、6110合金和6061合金的压溃性能有影响，因此在时效之前的伸展也很有可能对其它6xxx合金变体具有类似的影响，所述变体在挤压型材中产生再结晶或非再结晶的结构。
6xxx合金的再结晶变体可用于车辆的对压溃性能有要求的高强度压溃部件中，这一事实开启了挤压设备处生产率的显著提高，以及由此降低这些部件的生产成本。
基于上述有关改善的生产率和改善的压溃性能的观察结果，尽管6xxx合金可能是车辆中的结构部件的最佳选择，但是如权利要求中所限定的一些优选7xxx合金也可代表用于此类应用的良好选择。
在这方面，图10显示了用具有图10中所示组成且余量为铝的7030合金进行的实验。表中所示的7030合金的均质化坯料被加热至约500℃并挤压为与其它实施例中相同的型材。上部图表明，在时效之前仅伸展至0.5％的样品表现出差的压溃性能。另一方面，下部图示出在时效之前伸展4％的样品，该样品表现出优异的压溃性能。
使用挤压的空心型材进行上述测试。然而，根据本发明的方法也可以用于生产基于片材的结构空心部件以及用于生产通过挤压或其它生产方式形成的实心型材。
在这方面，图11a和11b示出一个实例，其中具有图11b中的表格中给出的组成(余量为Al)的AA6451合金的片材进行弯曲测试。将该片材冷轧至1.5mm的厚度，随后在固溶化温度下在550℃固溶化处理5分钟。固溶化之后，将材料水淬火并在室温下存储。然后，将根据本发明的样品沿轧制方向(即相对于轧制方向成0°角度，正如图11a中以标识“4％-0°”所示)伸展4％，而比较样品未被伸展(0％)。然后将样品在185℃下人工时效6小时。然后如图11a示意所示进行根据DBL 4919的弯曲测试。当样品开始显示第一个裂纹时停止测试并记录相应的弯曲角度。图11a中的坐标图中示出弯曲测试的结果。弯曲线角度表示样品是否平行于冷轧且固溶化片材的轧制方向弯曲(弯曲角度0°)或者样品是否垂直于轧制片材的轧制方向弯曲(弯曲角度90°)。弯曲角度β指示压溃性能，其中较小的弯曲角度表示较好的抗压溃性，因此其对汽车结构零件来说更为理想。未伸展的比较材料表现出约85°的弯曲角度，该角度与弯曲线是平行于还是垂直于轧制方向无关。对于伸展4％的根据本发明实施方案的样品，当观察到第一条裂纹时，弯曲角度小得多。在这方面，当弯曲线平行于轧制方向时，弯曲角度略小于60°。此外，当弯曲线垂直于轧制方向时，测得甚至更小的弯曲角度(37°)。图11b显示了在轧制方向(0°)测量的样品的拉伸性能。尽管从图11b可清楚，伸展过的材料显示出比未伸展材料稍低的强度，但伸展仍看起来对弯曲性能具有正面影响。据认为，较低的时效温度和较短的时间可能会降低强度的差异。
因此，通过将涉及在挤压或轧制之后对型材单独固溶化的方法与在轴向方向上使型材均匀伸展超过1.5％塑性变形进行结合，获得一种生产抗压溃零件(例如汽车门槛、纵向构件或碰撞盒)的有效方法。根据本发明的所述方法可以减少由挤压过程导致的机械性能的变化。此外，可以通过不太先进的挤压机进行该方法，因为在挤压之后不需要对型材进行水淬火。可以在没有水淬火的情况下进行该挤压过程，这也可提高从挤压过程的回收(产生较少的后端废料)。根据本发明的固溶化还可以提高可成形性，特别是如果在成形操作之前直接进行它的话。还已发现，根据本发明的异质化能够极大改善挤压效率。在这方面，可以进行异质化以获得在横截面上的Mg2Si颗粒(其具有大于3μm的直径)数密度为1000/mm2或更高的材料。在这方面，图12示出根据本发明在均质化之后以及在均质化并异质化之后的6061合金的坯料横截面。显然，在均质化并且异质化的样品中的此类大Mg2Si颗粒的数量远大于只均质化的样品(其具有大量的较小Mg2Si颗粒)中的数量。

Claims (13)

1.用于由基于挤压材料的可热处理铝合金生产结构部件的方法，该部件具有改善的压溃性能并且特别适用于车辆的碰撞区域，例如纵向构件、碰撞盒和门槛，所述方法包括以下步骤：
a.通过直接激冷铸造由所述合金铸造坯料，
b.均质化所述铸造坯料，
c.通过挤压由坯料成形为型材，优选为空心截面，
d.任选地，单独的固溶热处理，
e.在所述成形步骤以及可能的单独固溶化步骤之后将所述型材淬火至室温，
f.将所述挤压或单独固溶化的型材伸展以获得至少2％的塑性变形，
g.人工时效所述型材，
其特征在于所述合金是在挤压型材中产生再结晶晶粒结构的AA6xxx合金，且所述合金具有如下组成：
Si:0.40-1.3重量％
Mg:0.40-1.3重量％
Cu:最多0.8重量％
Cr:最多0.15重量％
Mn:最多0.30重量％
Fe:最多0.7重量％
Zn:最多0.8重量％
Ti:最多0.20重量％
V:最多0.20重量％
Zr:最多0.20重量％
并且包括各自至多0.05重量％、总量至多0.15重量％的其它成分，以及附带的杂质，余量为Al。
2.根据权利要求1所述的用于由基于挤压材料的可热处理铝合金生产结构部件的方法，其中在步骤g后是如下步骤h：
h.人工时效所述型材，其中该方法包括所述挤压型材的单独的固溶热处理以及异质化步骤，所述异质化步骤在挤压之前并在所述坯料的均质化步骤之后，其中所述均质化在520℃和590℃之间的温度下进行并在均质化温度下持续大于0小时且小于12小时的持续时间，并且其中所述异质化在350℃和450℃之间的温度下进行持续大于0小时且小于12小时的持续时间。
3.根据权利要求2所述的方法，其中在进行异质化步骤后，所述合金包含至少1000/mm2的Mg2Si颗粒数密度，所述Mg2Si颗粒具有3μm或更大的直径。
4.根据权利要求1或3所述的方法，其中所述方法是通过挤压生产车辆部件特别是车辆门槛的方法，所述车辆部件具有厚度小于2mm、任选小于1.5mm的至少一个壁。
5.根据权利要求1-4任一项所述的方法，其特征在于所述合金是在挤压型材中产生再结晶晶粒结构的AA 6061合金窗口的部分内，且所述合金具有如下组成：
Si:0.40-0.8重量％
Mg:0.8-1.2重量％
Cu:0.15-0.40重量％
Cr:0.04-0.15重量％
Mn:最多0.15重量％
Fe:最多0.7重量％
Zn:最多0.25重量％
Ti:最多0.15重量％
并且包括各自至多0.05重量％、总量至多0.15重量％的其它成分，以及附带的杂质，余量为Al。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于所述合金是在挤压型材中产生再结晶晶粒结构的AA 6061合金窗口内，且所述合金具有如下组成：
Si:0.50-0.70重量％
Mg:0.80-1.0重量％
Cu:0.15-0.35重量％
Cr:0.04-0.08重量％
Mn:最多0.10重量％
Fe:最多0.35重量％
Zn:最多0.25重量％
Ti:最多0.15重量％
并且包括各自至多0.05重量％、总量至多0.15重量％的其它成分，以及附带的杂质，余量为Al。
7.根据权利要求1-6任一项所述的方法，其特征在于根据步骤f)的伸展为最小2％。
8.根据权利要求1-7任一项所述的方法，其特征在于根据步骤f)的伸展为最小3％。
9.根据权利要求1-8任一项所述的方法，其特征在于根据步骤f)的伸展为最大10％。
10.根据权利要求1-9任一项所述的方法，其特征在于根据步骤f)的伸展在3％和5％之间。
11.根据权利要求1-10任一项所述的方法，其特征在于对于AA6xxx合金，以一步、两步或双速时效过程在100℃和220℃之间的温度下在1和24小时之间的时段内进行时效。
12.根据在引用权利要求1时的权利要求11所述的方法，其中所述时效包括在所述伸展之后并且在所述一步、两步或双速时效过程之前的预时效步骤，其中在所述挤压或任选的单独固溶热处理结束之后至多4小时内，任选地至多15分钟内，开始所述预时效步骤，其中在140℃和160℃之间的温度下进行所述预时效步骤持续1分钟和7分钟之间的持续时间，并且其中在所述预时效步骤和所述一步、两步或双速时效过程之间，将型材保持在室温下。
13.根据在引用权利要求1时的权利要求1-12任一项所述的方法，其中通过挤压由坯料成形为型材是使用至少一个拉拔器来进行，例如两个拉拔器，所述拉拔器容纳离开挤压机的型材，并且其中使用淬火箱利用包含水和空气的水喷雾进行所述淬火，所述淬火箱允许独立控制所述型材的至少两个侧面的冷却速率。
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