CN117280057A - 结构构件或非结构构件的近终形铸造用铸造铝合金 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种用于高压模铸的铝合金，其提供了以下性能的优化组合：极限拉伸强度(UTS)、屈服强度(YS)、拉伸伸长率(％El)以及足够的延展性以具有可接合性，但无需复杂且成本高昂的热处理。为此，根据本发明的用于结构构件或非结构构件的近终形铸造的铸造铝合金由以质量％计的以下物质组成：Zn：4.5％至7.5％，Mg：0.7％至2.0％，Fe：0.8％至2.0％，Si：<0.3％，Cu：<0.1％，V：≤0.2％，Ti：0.2％，B：<0.04％，余量为Al和不可避免的杂质，杂质的含量的总和≤0.1％。在该合金的基础上，本发明还提供了一种用于制造屈服强度为180MPa至200MPa、极限拉伸强度为300MPa至320MPa且伸长率为11％至14％的铸件的方法，以及一种用于制造屈服强度为210MPa至400MPa、极限拉伸强度为340MPa至450MPa且伸长率为2％至11％的铸件的方法。
Description
本发明涉及一种用于结构构件或非结构构件的近终形铸造的铸造铝合金。
除非另有明确说明，否则本申请所示的铝合金组成的含量的全部信息均与质量相关。因此，应当将未提及参考单位的本文提及的涉及铝合金或其他合金的组成的全部％数据都理解为由“％质量(质量％)”计的信息。
除非另有明确说明，否则本文报道的诸如拉伸强度、屈服强度和伸长率的机械性能是在根据ASTM B557标准的拉伸试验中测定的。
根据WO 2018/094535 A1(其内容通过引用并入本申请)，已知一种用于结构构件的近终形高压模铸的铝合金。该合金包含2质量％至10质量％的锌(“Zn”)、0.5质量％至5质量％的镁(“Mg”)、0.5质量％至5％质量的铁(“Fe”)、≤4质量％的铜(“Cu”)、≤0.5质量％的钛(“Ti”)、≤0.1质量％的锶(“Sr”)、≤0.2质量％的铍(“Be”)、≤0.5质量％的锆(“Zr”)、≤0.5质量％的钒(“V”)、0.5质量％的铬(Cr)、≤0.5质量％的钪(“Sc”)、≤0.1质量％的钠(“Na”)、≤0.5质量％的硅(“Si”)、≤1质量％的锰(“Mn”)、≤5质量％的镍(“Ni”)、≤0.5质量％的硼(“B”)和≤1质量％的钼(“Mo”)，余量为铝(“Al”)。可以对该合金进行选自由固溶、孕育(incubation)、时效处理和两个或更多个热处理步骤组成的组中的热处理。根据优选的实施方案，根据WO 2018/094535 A1已知的合金包含至少1.5质量％的Mg、4质量％至10质量％的Zn和1.5质量％至3质量％的Fe，合金的第一示例性实施方案由以下组成：5质量％的Zn、2质量％的Mg、0.35质量％的Cu、1.5质量％Fe，并且余量为Al；并且合金的第二示例性实施方案由以下组成、5质量％的Zn、2质量％的Mg和1.5质量％的Fe，余量为Al。这两种合金都是在真空辅助下通过高压模铸铸造的，由第一合金制造的薄壁部件处于经21天的自然时效处理的铸态时的屈服强度为200MPa、极限拉伸强度为315MPa且伸长率为3.80％，并且由第二合金制造的大型部件处于铸态时示出的屈服强度为201MPa、极限拉伸强度为312MPa且伸长率为4.63％。
由在WO 2018/094535 A1中公开的Al合金制成的其他小型部件由含有以下的合金组成：4.74质量％至6.17质量％的Zn、2.1质量％至2.24质量％的Mg、0.07质量％至0.38质量％的Cu、1.56质量％至3.78质量％的Fe、0.02质量％至0.24质量％的Mn，而大型应用是由包含以下的Al合金制成：5.16质量％至5.21质量％的Zn、1.54质量％至2.0质量％的Mg、0.8质量％的Cu、1.02质量％至1.6质量％的Fe、0.04质量％或0.035质量％的Si、0.10质量％至0.15质量％的Ti、0.13质量％的Zr、0.057质量％的V，余量为Al。
此外，WO 2018/094535 A1公开了由如下合金制成的侧门防撞梁，该合金分别包含5.0质量％的Zn、2.0质量％的Mg、0质量％或0.35质量％的Cu、1.5质量％的Fe，并且余量为Al。根据WO 2018/094535A1中给出的说明书进行合金化和制造的部件的优化机械性能不仅通过有目的地调整合金元素的含量来实现，而且还通过同样有目的地热处理各个部件来实现。
同样地，在韩国专利KR 10 1469613B1中公开了一种AlZnMg铸造合金。这种已知的合金由以下组成：3.0质量％至4.5质量％的Zn、0.1质量％至1.5质量％的Mg和0.5质量％至1.5质量％Fe，余量为Al和杂质，其中杂质可包含的Ti、Cr和其他元素的含量为各自含量最高达0.1质量％、特别是最高达0.01质量％。该合金的示例性实施方案包含1.88质量％至4.05质量％的Zn、0.17质量％至1.35质量％的Mg、0.52质量％至1.02质量％的Fe、余量为Al。
根据铝铸造领域的专业人员的常识，由铝合金铸造的部件的机械性能会很大程度上受到适当的热处理的影响。例如，可以对铝铸件进行均匀化热处理或固溶热处理，以消除铸件的组织的不均匀性。此外，可以进行退火处理(“回火”)，以降低强度，同时提高延展性。为了提高强度，还可以对铸件进行时效硬化或沉淀硬化，这可以通过将铸件暴露在室温下几天的“自然时效处理”进行，或者也可以通过“人工时效处理”进行，在“人工时效处理”中，铸件通常也在高温下保持几天，以增强和加速提高硬度的效果。为了标明铝铸件的热处理条件，已经开发了标识系统，例如，在参考文献“Introduction to Aluminum Alloys andTempers,J.Gilbert Kaufman,p 39-76,chapter“Understanding the Aluminum TemperDesignation System,”DOI:10.1361/iaat2000p039”以及“WO 2018/094535 A1”中进行了解释。
针对现有技术的背景，本发明要解决的问题是提供一种用于高压模铸的铝合金，其提供了满足结构、白车身和电气化组件(电池外壳)要求的性能组合。这些要求包括极限拉伸强度(UTS)、屈服强度(YS)、拉伸伸长率(％El)以及足够的延展性以具有可接合性，但无需复杂且成本高昂的热处理。
本发明的另一个目的是提供一种方法，通过该方法，可以通过以实践为导向的方式使用高压模铸制造表现出机械性能的优化组合的部件。
本发明一方面通过具有权利要求1所示的特征的铸造合金实现了该目的。
作为其他解决方案，本发明提出了权利要求13和14所示方法以用于制造表现出机械性能的优化组合的铸件。
在从属权利要求中限定了本发明的有利实施方案，并且与本发明的整体构思一样，在下文中进行了详细解释。
因此，根据本发明，用于结构部件或非结构部件的近终形铸造的铸造铝合金由以质量％计的以下物质组成：
Zn：4.5％至7.5％；
Mg：0.7％至2.0％；
Fe：0.8％至2.0％；
Si：<0.3％；
Cu：<0.1％；
V：≤0.2％；
Ti：≤0.2％；
B：≤0.04％；
余量为Al和不可避免的杂质，杂质的含量的总和≤0.1％。
以WO 2018/094535 A1中公开的现有技术作为起点，本发明选择了具有强度、延展性、伸长率和可接合性的优化组合的铝合金。这使得由根据本发明的合金铸造的部件能够更有机会轻量化，这是由于在碰撞的情况下由根据本发明的合金铸造的部件具有更高的强度且在能量吸收方面具有相当的性能。
为此，本发明选择的各合金元素的含量如下：
通过在自然时效处理过程中形成的富含Mg和Zn的G.P.区(“G.P.区”＝吉尼尔-普雷斯顿区，参见https://en.wikipedia.org/wiki/Guinier–Preston_zone)的形成，添加Zn和Mg作为增强元素。
需要范围为4.5质量％至7.5质量％的Zn和0.7质量％至2.0质量％的Mg以具有强度和延展性的必要组合。
特别地，当根据本发明的合金的Zn含量为至少4.6质量％、优选至少4.7质量％或至少4.75质量％时，可以可靠地实现Zn对由根据本发明的合金铸造的部件的强度的积极影响。为了获得具有优化的形变能力和伸长率的铸件，可以将根据本发明的合金的Zn含量限定为最大值为5.5质量％、特别是最大值为5.0质量％。然而，可以通过将最小Zn含量设置为5.0质量％并且将最大Zn含量设置为5.5质量％，从而获得根据本发明的合金的高强度变体。添加约5质量％的Zn还将二元合金中的Al-Fe共晶点从1.7质量％降低至约1.3质量％，使得根据本发明的合金即使在高强度变体中也是近共晶合金，从而改善了流动性并降低了热撕裂敏感性。
通过将Mg含量限定为最大值为2.0质量％，根据本发明的铸造合金表现出高伸长率性能。特别地，为此，可以将Mg含量限定为最大值为1.5质量％、优选为1.0质量％。通过将根据本发明的合金的Mg含量调整为至少0.7质量％、特别是至少0.8质量％，Mg对根据本发明的合金的性能具有积极影响，并且可以以特别可靠的方式使用由该合金铸造的部件。
根据本发明的铸造铝合金，其在处于铸态(“F-回火”)时具有范围为11％至15％的伸长率与140MPa至160MPa的屈服强度和范围为280MPa至300MPa的极限拉伸强度的组合，因此，根据本发明，优选包含4.6质量％至5.0质量％的Zn和0.8质量％至1.0质量％的Mg。为了进一步提高根据本发明的合金的这种变体的强度而不损失延展性，对由以这种方式合金化的铝合金铸造的铸件可选地进行T4处理。因此，在能够制造屈服强度为180MPa至200MPa、极限拉伸强度为300MPa至320MPa且伸长率为11％至14％的铸件的根据本发明的第一方法中，进行以下工作步骤：
a)提供根据本发明合金化的铝熔体，该熔体包含4.6质量％至5.0质量％的Zn和0.8质量％至1.0质量％的Mg；
b)由铝熔体铸造铸件；
c)对铸件进行T4回火处理，其包括在460℃至480℃的温度进行1小时至8小时的固溶热处理，可选地，随后进行强制空气淬火和14天至75天的自然时效处理。
作为替代方案，可以通过将根据本发明的合金中的Zn含量调整至5.0质量％至5.5质量％并且将根据本发明的合金中的Mg含量调整至1.6质量％至2.0质量％、优选1.6质量％至1.9质量％，从而获得本发明的合金的高强度变体。以这种方式合金化的根据本发明的合金的实施方案在处于铸态(“F-回火”)时具有极限拉伸强度为300MPa至340MPa并且屈服强度为180MPa至210MPa与伸长率为4％至7％的组合。
此外，通过对铸件进行处理，由根据本发明的合金的这种实施方案铸造的部件可以获得进一步提高的机械性能。
因此，在能够制造屈服强度为210MPa至400MPa、极限拉伸强度为340MPa至450MPa且伸长率为2％至11％的铸件的根据本发明的第二方法中，进行以下工作步骤：
a)提供根据本发明合金化的铝熔体，该熔体包含5.0质量％至5.5质量％的Zn和1.6质量％至2.0质量％的Mg；
b)由铝熔体铸造铸件；
c)对铸件进行热处理，其中
c.1)热处理是T4回火处理，其包括在450℃至480℃的温度进行2小时至24小时的固溶热处理，可选地，随后进行强制空气淬火或水淬火、以及7天至75天的自然时效处理，
或者
c.2)热处理是T7回火处理，其包括在450℃至480℃的温度进行2小时至24小时的固溶热处理，随后进行强制空气淬火或水淬火、以及1天至2天的自然时效处理，并且以单级或双级时效处理的方式在120℃至200℃之间的温度进行1小时至24小时的人工时效处理。
在T4回火状态下，由根据本发明合金化的包含5.0质量％至5.5质量％的Zn和1.6质量％至2.0质量％的Mg的合金铸造的部件的屈服强度为210MPa至230MPa、极限拉伸强度为340MPa至387MPa并且伸长率为7％至11％，而在T7回火状态下，由该合金铸造的部件的屈服强度的范围为350MPa至400MPa，并且极限拉伸强度为380MPa至450MPa，同时该部件的伸长率范围在2％至5％之间。在需要由该合金提供的超高强度的应用中，使用根据本发明的合金的高强度变体(具体而言是在T7条件下的变体)有机会进一步轻量化，但是可容许的伸长率/延展性较低。
优选的是，建议在使用之前，应当对由根据本发明的合金铸造的部件进行至少20天的自然时效处理。屈服强度将继续逐渐增加，直到自然时效处理约75天为止，其中更久的自然时效处理时间使强度变化非常小。伸长率不受自然时效处理时间的显著影响。
根据本发明的合金中的Fe含量为0.8质量％至2.0质量％，以使得能够形成Al-Fe基共晶相，该共晶相改善了流动性并降低了热撕裂敏感性，从而使合金在高压模铸中可铸造成近终形状。此外，Fe含量大于1质量％也将显著降低对模具焊接的敏感性，这延长了模具寿命并减少了铸件中的形变。为此，需要至少0.8质量％的Fe，至少1.0质量％的铁含量在这方面是特别有利的。应当避免Fe含量大于2.0质量％，以防止过度形成使合金延展性劣化的粗大初级Al13Fe4片晶。特别地，当将Fe含量限定为最大值为1.8质量％或最大值为1.5质量％时，可以防止Fe在根据本发明的合金中存在负面影响。
应当将Si含量限定为小于0.3质量％、特别是小于0.2质量％，以防止形成有害的Fe基金属间相，例如β-AlFeSi，这将使合金的延展性劣化。Si的添加也应当受到限制，以防止过量Mg2Si形成，这耗尽了Mg并减少自然时效处理过程中形成的G.P.区的量，因此将损害处于F-回火状态的合金强化。
应当将Cu含量限制为小于0.1质量％，因为这使耐腐蚀性劣化并增加了热撕裂敏感性。
可以任选地添加V作为改性剂。钒促进了纤维状Al6Fe共晶相的形成，特别是针状Al13Fe4共晶的形成，从而将改善延展性。为了利用这种效果，可以具有至少0.05质量％、特别是至少0.1质量％的最小V含量。这可以抵消较慢的冷却速率或与Si(如果存在)相互作用的负面影响。将可选的V含量的最大值限定为0.2质量％、特别是0.1质量％，因为较高的V含量不能有效地利于根据本发明的合金的性能。
可以任选地以最高达0.2质量％的量添加Ti，以用于晶粒细化并降低热撕裂敏感性。已经能够通过添加至少0.05质量％、特别是至少0.1质量％的Ti来获得这种效果。将可选的Ti含量的最大值限定为0.2质量％、特别是0.1质量％，因为较高的Ti含量不会有利于根据本发明的合金的性能。
Ti可以以Al-5Ti-1B主合金的形式添加到根据本发明合金化的熔体中，这使得最大B含量为0.04质量％。
根据本发明的合金的余量由Al和技术上不可避免的杂质形成。包括Na、Ca、K、Li、Ni、Cr和Mn的元素通常属于这些杂质。将各种杂质的含量设定得如此低，以使得在每种情况下各种杂质对合金及由其铸造的部件的性能没有影响。为此，将根据本发明的合金中的杂质的总含量限定为0.1质量％。
在铸态(F-回火)条件下，与目前可得到的合金相比，由本发明提供的铸造铝合金的参数能够实现高延展性和改善的强度的组合，从而消除了对热处理和相关后处理的需求。然而，当在铸态下表现的性能不足时，可以通过本文公开的热处理对该合金的性能进行进一步改进。
根据本发明的合金特别适合使用高压模铸(“HPDC”)在施加或不施加真空的情况下铸造成近终形构件。在这方面，事实证明特别有利的是，该合金基于Al-Fe共晶体系，这使得当Fe含量超过1质量％时，该合金可通过HPDC进行铸造。由于本发明提供的组成的目标范围，因此根据本发明的合金的其他优点包括与现有技术的原始铝合金的状态相比具有改善的再循环性以及更优异的HPDC模具寿命。
图1a至图2b所示的性能是基于合金H700测定的，合金H700包含4.6质量％的Zn、0.8质量％的Mg、1.2质量％的Fe、0.07质量％的Si和0.05质量％的Ti。
图1a和图1b示出了H700在处于F-回火状态时的极限拉伸强度UTS和屈服强度YS作为自然时效处理时间的函数。
图2a和图2b示出了处于F-回火状态时的由H700合金制成的样品与处于F-回火状态时(图2a)和热处理T5或T7条件下(图2b)的现有结构模铸合金AlSi8MnMg和AlSi10MnMg的样品的极限拉伸强度UTS、屈服强度YS和伸长率％EL的比较。AlSi8MnMg合金样品暴露于T5处理，T5处理由以下组成：以210℃人工时效处理1小时，然后在静止空气中冷却；而AlSi10MnMg合金样品暴露于T7处理，T7处理由以下组成：以450℃固溶12小时，以5℃/小时的加热速率加热至475℃，将样品在475℃保持7小时，然后用水淬火。固溶处理后，样品经过24小时的自然时效(“孕育”)处理，然后进行人工时效处理，在此过程中，样品在120℃保持24小时，然后样品在160℃保持24小时。
图3示出了对于处于F-回火状态的H700合金样品、对于处于F-回火状态的AlSi8MnMg样品和对于处于T7回火状态的AlSi10MnMg样品的三点弯曲试验的典型载荷-位移曲线。三点弯曲试验是根据福特BB119-01规范进行的，该规范是VDA 238-100标准试验的修订版本。
由图4a至图4d可以看出，使用自冲铆接技术(SPR)，根据本发明的H700合金与由挤压铝合金6082-T6制成的铝板和由双相钢DP600制成的钢板这两者都示出了优异的可接合性，材料编号依据EN 10027-2:1992-09:1.0936，自冲铆接技术(SPR)是接合汽车结构构件以形成白车身的常规手段。
图4a示出了由根据本发明的H700制成的部件和由6082-T7 Al合金制成的片材之间的SPR接头的纵切面。
图4b示出了从布置有由H700部件中选出的部件的一侧观察的SPR接头的俯视图。
图4c示出了由根据本发明的H700制成的部件和由CP600钢合金制成的片材之间的SPR接头的纵切面。图4d示出了从布置有由H700部件中选出的部件的一侧观察的SPR接头的俯视图。
SPR接头中没有裂纹，并且铆钉和接合材料之间的互锁在用于接合汽车结构构件的可接受范围内。
图5示出了由根据本发明的Al-5Zn-2Mg-1.3Fe合金铸造的试样的屈服强度YS响应于室温下自然时效处理持续时间的变化。
将由根据本发明的Al-5Zn-2Mg-1.3Fe合金铸造的其他试样暴露于：
a)在铸态条件下进行70天的自然时效处理，
b)T4处理，其中各试样在450℃固溶退火12小时，然后以5℃/小时的加热速率加热至475℃，在此温度将试样再保持4小时；
c)T6处理，其中各个试样：
-在450℃固溶退火12小时，然后以5℃/小时的加热速率加热至475℃，在此温度将试样再保持4小时至7小时，
-从固溶退火温度强制空气冷却或水淬火至室温并自然时效处理24小时，
-自然时效处理(“孕育”)24小时，
以及
-在120℃人工时效处理24小时，并且在170℃人工时效处理3小时；
d)T7处理，其中各个试样：
-在450℃固溶退火12小时，然后以5℃/小时的加热速率加热至475℃，在此温度将试样再保持7小时至14小时，
-从固溶退火温度强制空气冷却或水淬火至室温，
-自然时效处理(“孕育”)24小时，
以及
-在120℃人工时效处理24小时，并且在170℃人工时效处理14小时。
表1中总结了各试样在各热处理后示出的机械性能：屈服强度YS、极限拉伸强度UTS和伸长率E。
表1
Claims (14)
1.一种用于结构构件或非结构构件的近终形铸造的铸造铝合金，所述铸造铝合金由以质量％计的以下物质组成：
Zn：4.5％至7.5％；
Mg：0.7％至2.0％；
Fe：0.8％至2.0％；
Si：<0.3％；
Cu：<0.1％；
V：≤0.2％；
Ti：≤0.2％；
B：≤0.04％；
余量为Al和不可避免的杂质，所述杂质的含量的总和≤0.1％。
2.根据权利要求1所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Zn含量不大于5.5质量％。
3.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Zn含量为至少4.6质量％。
4.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Mg含量不大于1.0质量％。
5.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Mg含量为至少0.8质量％。
6.根据权利要求1所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Fe含量不大于1.5质量％。
7.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Fe含量为至少1.0质量％。
8.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的Si含量小于0.2质量％。
9.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金包含至少0.05质量％的Ti。
10.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金包含至少0.1质量％的V。
11.根据前述权利要求中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述合金包含4.6质量％至5.0质量％的Zn和0.8质量％至1.0质量％的Mg，并且其特征在于，处于铸态(“F-回火”)的所述合金的屈服强度为140MPa至160MPa、极限拉伸强度的范围为280MPa至300MPa且伸长率的范围为11％至14％。
12.根据权利要求1至10中任一项所述的铸造铝合金，其特征在于，所述合金包含5.0质量％至5.5质量％的Zn和1.6质量％至2.0质量％的Mg，并且其特征在于，处于铸态(“F-回火”)的所述合金的屈服强度为180MPa至210MPa、极限拉伸强度的范围为300MPa至340MPa且伸长率的范围为4％至7％。
13.一种用于制造屈服强度为180MPa至200MPa、极限拉伸强度为300MPa至320MPa且伸长率为11％至14％的铸件的方法，所述方法包括以下工作步骤：
a)提供根据权利要求11合金化的铝熔体；
b)由所述铝熔体铸造铸件；
c)对所述铸件进行T4回火处理，其包括在460℃至480℃的温度进行1小时至8小时的固溶热处理，任选地，随后进行强制空气淬火和14天至75天的自然时效处理。
14.一种用于制造屈服强度为210MPa至400MPa、极限拉伸强度为340MPa至450MPa且伸长率为2％至11％的铸件的方法，所述方法包括以下工作步骤：
a)提供根据权利要求12的合金化的铝熔体；
b)由所述铝熔体铸造铸件；
c)对所述铸件进行热处理，其中
c.1)所述热处理是T4回火处理，其包括在450℃至480℃的温度进行2小时至24小时的固溶热处理，任选地，随后进行强制空气淬火或水淬火、以及7天至75天的自然时效处理，
或者
c.2)所述热处理是T7回火处理，其包括在450℃至480℃的温度进行2小时至24小时的固溶热处理，随后进行强制空气淬火或水淬火、以及1天至2天的自然时效处理，并且以单级或双级时效处理的方式在120℃至200℃之间的温度进行1小时至24小时的人工时效处理。
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