ES2695698T3 - Perfil extruido de aleación de aluminio Al-Mg-Si con propiedades mejoradas - Google Patents
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Abstract
Perfil extruido que comprende una aleación de aluminio Al-Mg-Si extruible con resistencia mejorada, resistencia a la corrosión, propiedades de aplastamiento y estabilidad de temperatura, en particular útil en la estructura delantera de vehículos, donde la composición de la aleación se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama Mg-Si: a1 - a2 - a3 - a4, donde en % en peso a1 = 0,60 Mg, 0,65 Si, a2 = 0,90 Mg, 1,0 Si, a3 = 1,05 Mg, 0,75 Si y a4 = 0,70 Mg, 0,50 Si, donde la aleación tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, la aleación que contiene además los siguientes componentes de aleación en % en peso: Fe hasta 0,30 Cu 0,12 - 0,32 Mn 0,4 - 1,0 Cr 0,10 - 0,20 Zr hasta 0,25 y Ti 0,005 - 0,15, impurezas incidentales hasta 0,1 cada una e incluyendo Zn hasta 0,5, con equilibrio de Al, y en donde Mn y Cr están ambos presentes en la aleación juntos.
Description
DESCRIPCION
Perfil extruido de aleacion de aluminio Al-Mg-Si con propiedades mejoradas
La presente invencion se refiere a una aleacion de aluminio Al-Mg-Si con una resistencia mejorada, resistencia a la corrosion, propiedades de aplastamiento y estabilidad a la temperature.
Se requieren aleaciones del tipo mencionado anteriormente, por ejemplo, en la estructura frontal de los vehmulos donde los componentes de aluminio estan expuestos a ambientes corrosivos, altas temperatures (cuando se usan en o cerca del motor) y, la aleacion al mismo tiempo requiere alta resistencia y buenas propiedades de aplastamiento.
Un material estandar de un productor lfder de automoviles especifica las propiedades del material de las aleaciones de aluminio extruido para su uso en automoviles. Actualmente, la clase de resistencia mas exigente (C28) tiene los siguientes requisitos principales:
• Rp0,2> 280 MPa
• Buen comportamiento en pruebas de aplastamiento axial de secciones huecas (solo se permiten grietas menores)
• Rp0,2 > 265 MPa despues de 1.000 horas a 150°C
• Buenas propiedades de corrosion
Para la siguiente clase de resistencia (C24) los requisitos para Rp0,2 son de 240 MPa como mmimo antes de la exposicion a la temperatura y de 230 MPa como mmimo despues de 1.000 horas a 150°C. Las denotaciones "C24", "C28", etc. utilizadas anteriormente y mas adelante en la presente solicitud se refieren a la propiedad de lfmite elastico, Rp0,2, de la aleacion; por ejemplo C28 se refiere, como se indico anteriormente, a un requerimiento de Rp0,2 > 280 MPa y C24 a Rp0,2 > 240 MPa.
Se han desarrollado varias aleaciones para el uso en automoviles con alta ductilidad y resistencia. Un ejemplo de tal aleacion se conoce por el documento de EEUU 4.525.326 / Swiss Aluminum que describe una aleacion de Al-Mg-Si que contiene en % en peso de 0,3-1,0 Mg y 0,3-1,2 Si y donde se agrega vanadio, V, para mejorar la ductilidad de la aleacion. En esta patente se reivindica que las adiciones de V en el intervalo de 0,05-0,20 % en peso en combinacion con un contenido de Mn definido entre 1/4 a 2/3 del contenido de Fe, mejora significativamente la ductilidad de una amplia gama de aleaciones de Al-Mg-Si. Titanio, Ti, no se menciona en esta publicacion EEUU 4.525.326.
Una aleacion similar se conoce de la patente europea EP 2.072.628 (Aleris) que define Mg entre 0,6 y 0,95 y Si entre 0,5 - 0,95 % en peso y que tambien contiene vanadio (V) y ademas mquel (Ni). Se agrega Ni para mejorar el lfmite elastico y la resistencia a la traccion y la estabilidad termica. La cantidad de Mn esta entre 0,1 y 0,3 % en peso.
La patente europea EP 2.103.701 B1 (Brokelmann) describe una composicion de aleacion que es muy reducida con respecto a Mg (0,58-0,67 % en peso) y Si (0,68-0,77 % en peso) y que ademas contiene cantidades reducidas de Cu (0,24-0,32 % en peso) y Mn (0,68-0,77 % en peso). La aleacion supuestamente ha mejorado el lfmite elastico y la resistencia a la traccion, pero es probable que sea menos estable a la temperatura que una aleacion con una mayor relacion Mg/Si.
La patente europea EP 1.041.165 (Kobe) relaciona una composicion de aleacion de Al-Mg-Si con 0,30-0,70 % en peso de Mg y 0,10-0,50% en peso de Si. Sin embargo, debido a los bajos contenidos de Mn, Cr y Zr, esta aleacion conocida en la mayona de los casos producira una estructura recristalizada en el perfil extruido. Este es tambien el caso con los documentos EP 2.157.200 A1 (Aisin/Sumitomo) y DE 10 2008 048.374 A1 (Honsel) que tambien son bajos en elementos (Mn, Cr y Zr) que producen partfculas dispersas durante el proceso de homogeneizacion (vease la seccion posterior sobre estas partmulas).
El documento WO 2011/122958 A1 (Norsk Hydro) describe una aleacion de Al-Mg-Si-Cu optimizada para estabilidad a alta temperatura. La aleacion se caracteriza porque su contenido de Mg y Si cae dentro de un polfgono definido por las siguientes coordenadas de un diagrama Mg-Si: a1 - a2 - a3 - a4 -a1 donde en % en peso a1 = 0,60 Mg, 0,60 Si, a2 = 0,90 Mg, 0,90 Si, a3 = 1,30 Mg, 0,60 Si y a4 = 1,00 Mg, 0,30 Si, y con los elementos de aleacion adicionales: -Cu entre 0,20 y 0,50 % en peso - Fe entre 0,08 y 0,40% en peso, y donde al menos uno de los siguientes elementos se agrega con el proposito de control de la estructura del grano durante el procesado de la aleacion - Mn entre 0 y 0,80 % en peso - Cr entre 0 y 0,30 % en peso - Zr entre 0 y 0,30 % en peso, y opcionalmente Ti hasta 0,1 % en peso y B hasta 0,1 % en peso como elementos de refinacion de grano, y ademas opcionalmente Ge entre 0 y 0,20 % en peso y Ag entre 0 y 0,20 % en peso, resto Al, que incluye impurezas incidentales. Se afirma que en la aleacion, la fase L es el tipo de precipitado dominante en cuanto a la densidad numerica tras sobreenvejecimiento.
El documento EP 2003219 A2 (Kobe Steel) describe un material de forjado de aleacion de aluminio que comprende una parte de brazo compuesto por, en % en masa, 0,5 a 1,25 % de Mg, 0,4 a 1,4 % de Si, 0,01 a 0,7 % de Cu, 0,05 a 0,4 % de Fe , 0,001 a 1,0 % de Mn, 0,01 a 0,35 % de Cr, 0,005 a 0,1 % de Ti, Zr controlado a menos de 0,15 %, y el equilibrio compuesto de Al e impurezas inevitables, teniendo el material una forma en la seccion de la direccion de la anchura significativamente en forma de H que incluye un nervio periferico relativamente angosto y grueso y una red
central relativamente ancha, en el que en una estructura en la seccion de la direccion de la anchura en un sitio de produccion de tension maxima del nervio, la densidad de cristales observada en la estructura de seccion en el sitio de produccion de tension maxima es 1,5 % o menos en terminos de una proporcion de area media, y la separacion media entre los precipitados de lfmite de grano observada en la estructura seccional que incluye una lmea de particion, que se produce en forjado, es de 0,7 pm o mas. El documento JP 2003 181.530 describe una aleacion de Al-Mg-Si con buena maleabilidad de flexion, caractensticas de absorcion de energfa de gran uso como parachoques en vefnculos.
Con la presente invencion se proporciona una aleacion de Al-Mg-Si que no solo tiene una alta resistencia a la traccion y lfmite elastico, sino que al mismo tiempo tiene propiedades de aplastamiento mejoradas y es estable a la temperatura.
La aleacion se desarrolla para productos extruidos donde se requiere buen comportamiento de aplastamiento, ductilidad, etc., sin embargo, se puede usar para fines adicionales (por ejemplo, forjado de palanquillas de fundicion).
La invencion se caracteriza por las caractensticas definidas en la reivindicacion 1 independiente adjunta. Se describen realizaciones adicionales en las reivindicaciones dependientes.
La invencion se describira adicionalmente a continuacion a modo de ejemplos y con referencia a las figuras, donde:
La figura 1 es un diagrama que muestra los contenidos de Mg y Si de algunas aleaciones de Al-Mg-Si descritas en las solicitudes de patentes de la tecnica anteriores incluidas en la parte inicial de la presente solicitud.
La figura 2 muestra el mismo diagrama, pero tambien representa la ventana de Mg y Si segun la reivindicacion 1 de la presente invencion.
La figura 3 muestra realizaciones preferentes de la invencion en la forma de ventanas mas estrechas de Mg - Si b1 -b4 y c1 - c4 y contenidos de Mg - Si de algunos de las aleaciones investigadas, asf como aleaciones de la tecnica anterior descritas por Honsel y Brokelrnann.
La figura 4 muestra una seccion transversal de los perfiles extruidos de las diferentes aleaciones incluidas en las tablas
1 y 2 y en la figura 3.
La figura 5 muestra Rp0,2 despues de la prueba de traccion para las diferentes aleaciones en la serie 1 de las pruebas donde los dfgitos 0, 500 y 1.000 indican el numero de horas de exposicion a temperatura de 150°C despues del ciclo de envejecimiento de 6 horas a 185°C.
La figura 6 muestra Rp0,2 despues de la prueba de traccion en las diferentes aleaciones de la serie 1, donde los dfgitos 0, 500 y 1.000 indican el numero de horas de exposicion a temperatura de 150°C despues del ciclo de envejecimiento de 5 horas a 205°C.
La figura 7 muestra una muestra triturada de aleacion A1 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 284 MPa).
La figura 8 muestra una muestra triturada de aleacion A2 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 284 MPa).
La figura 9 muestra una muestra triturada de aleacionB1 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 281 MPa).
La figura 10 muestra una muestra triturada de aleacion B2 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 289 MPa).
La figura 11 muestra una muestra triturada de aleacion C1 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 277 MPa).
La figura 12 muestra una muestra triturada de aleacion 6061 con la estructura de grano correspondiente en una seccion transversal del perfil (Rp0,2 = 288 MPa).
La figura 13 muestra una muestra triturada de aleacion C28-C2 (Rp0,2 = 285 MPa).
La figura 14 muestra una muestra triturada de aleacion C28-C3 (Rp0,2 = 281 MPa).
La figura 15 muestra el equipo y la configuracion para evaluar el comportamiento de flexion de diferentes materiales.
La figura 16 muestra dos imagenes de una seccion transversal tomada (cerca de la superficie) de un perfil extruido de aleacion C28-C2 despues de una prueba de corrosion IGC de 24 h. Ambas imagenes muestran el mismo area de la muestra, con la imagen de la izquierda que muestra la profundidad del ataque de corrosion y la imagen de la derecha que muestra la estructura del grano despues de anodizar la muestra.
La figura 17 muestra dos imagenes de una seccion transversal tomada (cerca de la superficie) de un perfil extruido de aleacion C28-C3 despues de una prueba de corrosion IGC de 24 h. Ambas imagenes muestran el mismo area de la muestra, con la imagen de la izquierda que muestra la profundidad del ataque de corrosion y la imagen de la derecha que muestra la estructura del grano despues de anodizar la muestra.
La figura 18 muestra imagenes de muestras trituradas de una aleacion 7003, donde a la izquierda se muestra una muestra menos envejecida con Rp0,2 = 294 MPa (T6x -envejecimiento durante 8 horas a 130°C) y a la derecha una muestra mas envejecida con Rp0,2 = 280 MPa (T7 - envejecimiento durante 6 horas a 170°C).
La figura 19 muestra imagenes de muestras trituradas de aleacion C28-B2 segun la invencion donde la imagen de la izquierda muestra una muestra mas envejecida con Rp0,2 = 289 MPa (T7 - envejecimiento durante 5 horas a 205°C) y al derecha una muestra en estado de resistencia maxima con Rp0,2 = 303 MPa (T6 - envejecimiento durante 6 horas a 185°C).
La figura 20 muestra ventanas de Mg-Si y composiciones de aleaciones probadas para ambas series de pruebas 1a y 2a relacionadas con la presente invencion.
La figura 21 es un diagrama de barras que muestra las propiedades mecanicas de aleaciones de 2a serie probadas a l - a4.
La figura 22 es un diagrama de barras adicional que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones c1 - c4 de las pruebas de la segunda serie mas la aleacion "Honsel" con mayor relacion Mg/Si.
La figura 23 es un diagrama de barras adicional que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones X1 con diferentes contenidos de Cu.
La figura 24 es un diagrama de barras que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones C2 con diferentes contenidos de Cu.
La figura 25 es otro diagrama de barras que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones X1 con diferentes contenidos de Ti.
La figura 26 es aun otro diagrama de barras que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones C2 con diferentes contenidos de Ti.
La figura 27 muestra ejemplos de fotos tomadas de especies probadas en aplastamiento del tipo mostrado en la figura 28.
La figura 28 muestra la especie utilizada para la prueba de aplastamiento de aleaciones adicionales de la 3a serie.
La figura 29 son fotos de especies de aleaciones de Cu probadas por aplastamiento que muestran el comportamiento de aplastamiento de las diferentes variantes de aleacion en un estado T7.
Los inventores encontraron a traves de sus estudios de aleaciones de Al-Mg-Si en relacion con la presente invencion que:
• La estabilidad a temperatura mejora al aumentar la relacion Mg/Si y aumentar el contenido de Cu.
• La resistencia de una aleacion de Al-Mg-Si aumenta con la reduccion de la relacion Mg/Si.
• La resistencia aumenta y el comportamiento de aplastamiento se mantiene con un aumento del contenido de Cu.
• Ti mejora la resistencia a la corrosion y probablemente tambien el comportamiento de aplastamiento.
• Que un estado mas envejecido (T7) rinde mejor en una prueba de aplastamiento que un estado menos envejecido (T6x) con los mismos niveles de lfmite elastico.
• Hay beneficios obvios de usar estructuras no recristalizadas versus recristalizadas en el comportamiento de aplastamiento y corrosion.
En cuanto a este ultimo, los elementos de aleacion Mn, Cr y Zr producen partfculas dispersoides durante el proceso de homogeneizacion. Las partfculas se precipitan durante la etapa de calentamiento y crecen y engrosan durante el remojo a la temperatura de mantenimiento. Ambos Mn y Cr forman partfculas dispersoides junto con Al, Si y Fe, mientras que Zr forma partfculas dispersoides junto con Al solo si el contenido de Si es bajo y junto con Al y Si para mayores contenidos de Si como en las presentes aleaciones. La densidad numerica de las partfculas depende de la cantidad de elementos de aleacion, la temperatura de homogeneizacion y el tiempo de retencion.
Para obtener una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, se requiere una cierta densidad numerica de partfculas de dispersoides. Esta densidad numerica requerida depende de la forma del perfil, la temperatura de la palanquilla, la velocidad de extrusion y sobre la capa recristalizada permisible en la region de la superficie del perfil extruido. Para un perfil grueso, baja velocidad de extrusion y si se permite una capa recristalizada bastante gruesa de
granos, la densidad numerica de las partfculas dispersoides puede ser bastante baja. Para un perfil de hueco de paredes finas y con una velocidad de extrusion maxima posible y casi sin capa recristalizada permitida, la densidad numerica de las partfculas dispersoides debe ser mucho mayor.
Como se explico anteriormente, se puede obtener una alta densidad numerica de dispersoides solo por uno de los tres elementos de aleacion mencionados, pero una combinacion de dos o mas los elementos puede ser beneficioso para obtener una buena distribucion de las partfculas dispersoides. La densidad numerica tambien esta determinada por la temperatura de homogeneizacion. Una baja temperatura promueve una densidad numerica alta, mientras que una temperatura alta da una densidad numerica mas baja de partfculas dispersoides. La densidad numerica de partfculas dispersoides se reducira con un mayor tiempo de retencion a la temperatura. Asf, un corto tiempo a una temperatura de homogeneizacion en el rango inferior proporciona la mayor densidad numerica de partfculas dispersoides para una adicion dada de elementos de aleacion formadores de dispersoides.
La densidad numerica mas baja de partfculas dispersoides que produce una estructura principalmente no recristalizada y un rendimiento de aplastamiento aceptable sena ideal. Cualquier exceso de partfculas dispersoides no es necesario ni deseado. La razon de esto es que las partfculas dispersoides estan causando que la resistencia a la deformacion aumente, dando como resultado una velocidad maxima de extrusion mas baja y una productividad mas baja. Por lo tanto, a uno le gustana equilibrar el numero de partfculas dispersoides. La eleccion de los parametros de homogeneizacion se basanan en la densidad numerica de las partfculas de dispersoides necesarias, la nivelacion de los gradientes de concentracion de elementos de aleacion como Mg, Si y Cu y en la esferoidizacion y ruptura de partfculas primarias que contienen Fe formadas durante la fundicion.
Cualquier temperatura de mantenimiento entre 530 y 590°C sena posible. Por debajo de 530°C, el Mg y Si en la aleacion no se disolveran por completo y habra partfculas grandes de Mg2Si en la palanquilla. Por encima de 590°C existe un riesgo considerable de fusion excesiva en la zona de segregacion inversa en la palanquilla (capa externa enriquecida en la palanquilla formada durante el proceso de fundicion). Por ejemplo, con solo adiciones de Mn (como el elemento formador de dispersoides) y estando hacia el extremo inferior de la ventana de aleacion, se necesitana usar una baja temperatura de homogeneizacion para producir una densidad numerica de partfculas dispersoides que sea lo suficientemente alta como para evitar la recristalizacion durante la extrusion. A esta temperatura baja, la esferoidizacion de las partfculas primarias sera muy lenta. Por lo tanto, sena beneficioso una mayor cantidad de elementos formadores de dispersoides en combinacion con temperaturas de homogeneizacion algo mayores. Adiciones de Mn y Cr juntas y temperaturas de homogeneizacion entre 540 y 580°C parecen dar la mejor distribucion de parttculas dispersoides, la densidad numerica necesaria de partfculas dispersoides y una esferoidizacion aceptable de partfculas primarias. El tiempo a la temperatura de homogeneizacion tfpicamente estana entre 2 y 10 horas.
La presente invencion como se ha indicado anteriormente esta relacionada con una aleacion de aluminio Al-Mg-Si extruible con resistencia mejorada, resistencia a la corrosion, propiedades de aplastamiento y estabilidad a temperatura, y que en particular es util en la estructura frontal de los vehfculos.
La composicion de la aleacion de la invencion se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama de Mg-Si:
a1 - a2 - a3 - a4,
donde en % en peso a1 = 0,60 Mg, 0,65 Si, a2 = 0,90 Mg, 1,0 Si, a3 = 1,05 Mg, 0,75 Si y a4 = 0,70 Mg, 0,50 Si y donde la aleacion tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido que contiene ademas los siguientes componentes de aleacion en % en peso:
Fe hasta 0,30
Cu 0,15-0,30
Mn 0,4 -1 ,0
Cr 0,10-0,20
Zr hasta 0,25
Ti 0,005 -0 ,15 y
impurezas incidentales hasta 0,1 cada una y que incluye Zn hasta 0,5 con equilibrio de Al.
La figura 1 es un diagrama que muestra los contenidos de Mg y Si de algunas aleaciones de Al-Mg-Si descritas en las solicitudes de patentes de la tecnica anterior comentadas inicialmente, en la parte especial de la presente solicitud.
La figura 2 muestra el mismo diagrama, pero donde se representa la ventana de Mg y Si segun la presente invencion y que se define con las coordenadas a1, a2, a3, a4 como se indico anteriormente.
La parte inferior (la suma mas baja de Mg y Si) de la ventana de Mg y Si, definida por las coordenadas a1, a2, a3 y a4, cubre una aleacion C24 mientras que la parte superior cubre una posible aleacion C32 futura. Esta ventana de Mg - Si define los lfmites exteriores de la presente aleacion de la invencion. Debe notarse que esta ventana esta fuera del ejemplo mostrado en la patente de Brokelmann. Realizaciones preferentes de la invencion se muestran adicionalmente como ventanas de Mg - Si b1-b4 y c1-c4 en la figura 3. La ventana mas estrecha de Mg-Si solo incluye aleaciones que cumplen con los requisitos de C28.
1a serie de pruebas.
En la primera serie de pruebas se probaron un total de 6 aleaciones diferentes segun la invencion. Las aleaciones se fundieron como registros de 203 mm de diametro. Las composiciones de aleacion se muestran en la tabla 1 a continuacion. Todas las 5 aleaciones marcadas con C28 proporcionaran una estructura no recristalizada en el perfil extruido debido a la gran cantidad de elementos formadores de dispersoides Mn y Cr. Los dispersoides, que como se establecio anteriormente se forman durante el tratamiento termico de homogenizacion, actuan como barreras contra el movimiento de dislocaciones y los lfmites de grano. Si la densidad numerica de los dispersoides es suficientemente alta, se conservara la estructura de deformacion formada durante la extrusion. Tfpicamente, a menudo se observa una capa recristalizada en la superficie de un perfil extruido debido a las muy altas tasas de deformacion en esta region. El espesor de la capa recristalizada aumentara a medida que se reduce la densidad numerica de las partfculas dispersoides. Un desigual la distribucion de las partfculas dispersoides probablemente dara un resultado similar como una menor densidad numerica. Para la comparacion del comportamiento de aplastamiento se incluyo una aleacion estandar 6061. Esta aleacion tfpicamente produce una estructura de grano recristalizada en el perfil extruido.
El ciclo de homogeneizacion fue el siguiente: calentamiento de aproximadamente 200°C hasta 575°C; 2 horas y 15 minutos de tiempo de mantenimiento a 575°C y enfriamiento de aproximadamente 400°C/hora a una temperatura inferior a 200°C.
Tabla 1. Composiciones de aleacion de la primera serie de aleaciones de aleacion C28 que se probaron.
Incluido en la primera serie de pruebas, se produjo un numero adicional de aleaciones para mas pruebas, vease la tabla 2. En esta serie se incluyeron dos aleaciones similares a la aleacion C1, pero con contenidos ligeramente mayores de Mg y Si. Esto se hizo porque la aleacion C1 era ligeramente demasiado baja en propiedades de traccion para cumplir el requisito C28 de Rp0,2> 280 MPa. Tambien se incluyo en esta serie una aleacion C24 llamada C24-X1, que estaba destinada a cumplir con el requisito mmimo de C24 de Rp0,2> 240 MPa.
Tabla 2 Composiciones de aleacion de las aleaciones adicionales que se probaron. Esto incluye dos aleaciones C28 y una aleacion C24.
Las palanquillas se extruyeron en una prensa de extrusion industrial hasta un perfil con una seccion transversal mostrada en la figura 4. Las palanquillas se precalentaron en un horno de induccion a una temperatura de alrededor de 500°C. Despues de la extrusion, los perfiles se enfriaron en agua mediante una caja de enfriamiento ubicada aproximadamente 1 m detras de la abertura de prensa. Los perfiles se estiraron aproximadamente 0,5 % antes de cortar los perfiles. Todos los perfiles fueron almacenados para varios dfas y en algunos casos semanas antes del envejecimiento.
La figura 5 muestra el Rp0,2 despues de envejecimiento a 185°C durante 6 horas y despues de diferentes tiempos de exposicion a temperatura de 150°C para las diferentes aleaciones en la serie 1. Al comparar las aleaciones A1 y A2 se puede observar que la estabilidad termica aumenta ligeramente con un aumento del contenido de Cu. Al comparar las aleaciones A, B y C, se puede observar que la perdida de resistencia al exponerse a la temperatura disminuye drasticamente con el aumento de la relacion Mg/Si. Despues de un ciclo de envejecimiento inicial de 6 horas a 185°C las aleaciones B1 y B2 cumplen con el requisito de estabilidad de temperatura, que es 265 MPa despues de 1.000 horas a 150°C. La aleacion C1 muestra una resistencia mucho menor despues del ciclo de envejecimiento inicial a 185°C, pero parece que no se ve afectada por la exposicion a la temperatura a 150°C.
En general, el rendimiento de ductilidad y aplastamiento se reduce a medida que aumenta la resistencia de una aleacion. Por lo tanto, se recomienda o bien hacer una aleacion que cumpla con los requisitos en un estado T6 o bien promediar una aleacion con un potencial de resistencia mayor a una resistencia que este justo por encima del requisito. El sobreenvejecimiento se realizo mediante el ejemplo que se muestra en la figura 6, donde todas las aleaciones fueron envejecidas durante 5 horas a 205°C. Excepto la aleacion C1 que tema un valor Rp0,2 justo por debajo del requisito de 280 MPa, todas las demas aleaciones teman valores Rp0,2 justo por encima del requisito. Con esto como punto de partida, solo la aleacion C28-C1 cumplio con el requisito de Rp0,2 mmimo de 265 MPa despues de la exposicion a temperatura de 1.000 horas a 150°C.
Esto muestra que la relacion optima Mg/Si es ligeramente mayor que para las aleaciones C28-B1 y C28-B2 con respecto a las demandas de estabilidad a la temperatura. En el otro extremo, la relacion Mg/Si no debena ser mucho mas alta que para la aleacion C28-C1 porque las propiedades mecanicas entonces seran demasiado bajas para cumplir con el requisito C28. La relacion optima de Mg/Si se encuentra en el area definida por a1 - a4 como se muestra en la figura 2.
En las figuras de 7 a 12 se muestran imagenes de perfiles aplastados junto con la estructura de grano en una seccion transversal del perfil. En la figura 4 se muestra un dibujo de la seccion transversal del perfil. Los perfiles se deformaron por aplastamiento axial; comenzando con un perfil recto de 200 mm y terminando con un perfil aplastado de 67 mm.
Excepto la muestra C28-B1 en la figura 9 y la muestra 6061 en la figura 12, todas las otras aleaciones muestran un comportamiento de aplastamiento aceptable. Se aceptan algunas pequenas grietas en una junta en T, pero no se pueden aceptar grietas en los pliegues, como se muestra para las aleaciones C28-B1 y 6061.
La razon por la que C28-B1 es inferior a C28-B2 con respecto al comportamiento de aplastamiento podna deberse a la capa superficial recristalizada relativamente gruesa observada en la micrograffa de la figura 9 que esta ausente en la figura 10. Sin embargo, la capa de superficie recristalizada para la aleacion C28-C1 (figura 11) es similar a C28-B1 (figura 9) por lo que la capa superficial recristalizada gruesa no puede ser la unica explicacion de la diferencia. Una diferencia entre la aleacion C28-B1 y las otras aleaciones C28 es la ausencia de cromo (Cr) en la aleacion C28-B1. Se sabe que Cr se solidifica en aluminio en una reaccion peritectica (entre el primer material que se solidifica). En las palanquillas de fundicion la concentracion mas alta de Cr estara en el interior de los granos. Mn se solidifica en aluminio en una reaccion eutectica (entre el ultimo material que se solidifica). La concentracion mas alta de Mn sera, por lo tanto, hacia los lfmites de grano en la estructura de fundicion de la palanquilla. En el perfil extruido, estos granos se extenderan en la direccion de extrusion. Una distribucion uniforme partfculas de dispersoide en la palanquilla dara una distribucion mas uniforme tambien en el perfil extruido. Por lo tanto, las adiciones de Cr y Mn daran una mejor distribucion de las partfculas dispersoides que las adiciones de Mn o Cr solos. Una distribucion uniforme de partfculas dispersoides podna en sf misma producir una distribucion mas uniforme de la deformacion y no solo a traves de la estructura del grano resultante. Por lo tanto, la razon del comportamiento inferior de la aleacion C28-B1 podna ser la falta de Cr y, por lo tanto, una distribucion mas desigual de las partfculas dispersoides.
La aleacion 6061 produce una estructura recristalizada en el perfil extruido debido a la baja cantidad de dispersoides formadores de elementos (sin Mn y 0,06 % en peso de Cr). La aleacion 6061 tema un valor Rp0,2 similar a las diferentes aleaciones C28 en esta investigacion, pero el comportamiento de aplastamiento parece ser inferior. Esta diferencia en el comportamiento puede o bien ser el resultado de la diferencia en la estructura del grano o bien podna deberse a una densidad numerica mucho mas baja de partfculas dispersoides en esta aleacion. El menor numero de dispersoides puede no distribuir la deformacion asf como para las variantes con un alto numero de dispersoides.
Debido a que la variante mas prometedora con respecto a la estabilidad de la temperatura, C28-C1 dio valores de Rp0,2 ligeramente demasiado bajos, se fundio una nueva variante C28-C2. La composicion de la aleacion de esta variante se da en la tabla 2. Tambien se incluyen en esta serie de aleaciones; una aleacion C28-C3, que tiene un contenido de Ti (titanio) de 0,10 % en peso en comparacion con 0,02 % en peso en aleacion C28-C2; y una aleacion
C24-X1 que es similar a la C28-C1 con respecto a la relacion Mg/Si pero tiene contenidos ligeramente menores de Mg, Si y Cu.
Las figuras 13 y 14 muestran perfiles triturados de las aleaciones C28-C2 y C28-C3, respectivamente. El comportamiento de aplastamiento de ambas muestras se considera correcto, pero la muestra con Ti (figura 14) tiene una calificacion ligeramente mejor que la que no tiene Ti.
Estas dos aleaciones tambien fueron evaluadas en una prueba de flexion que se realizo para ambas aleaciones. El equipo y la configuracion para la prueba de flexion se muestra en la figura l5. La prueba de flexion se ha desarrollado por el fabricante de automoviles Daimler. El angulo de flexion se define por la observacion de la primera grieta, que tambien se ve claramente en una curva de desplazamiento de fuerza. La muestra es una parte plana del perfil que esta doblada a lo largo de un eje 90° en relacion con la direccion de extrusion (es decir, normal a la direccion de extrusion). El angulo de flexion medido es el angulo donde se observa la primera grieta en la muestra. Esto puede verse en la muestra despues de la prueba, pero se registra primero por una cafda en la curva de desplazamiento de fuerza registrada durante la prueba. La prueba de flexion se detiene y se mide el angulo de flexion. El resultado de la prueba se da en la tabla 3 y muestra que la aleacion C28-C3 podna doblarse a un angulo mayor que la aleacion C28-C2 antes de que se observara la primera grieta. Esto indica que una aleacion con Ti es mas ductil que una aleacion sin Ti.
Se sabe que el Ti se solidifica en aluminio en una reaccion peritectica y, por lo tanto, esta en la parte del material que se solidifica primero, es decir, en el interior de los granos. Ti en las cantidades anadidas en la aleacion C28-C3 no aparece en gran medida en ninguna partfcula primaria o secundaria, y la mayor parte del Ti parece estar en disolucion solida.
Despues de extrusion el Ti se ubicara en bandas que originalmente eran el interior de los granos fundidos de la palanquilla. Estas bandas se extenderan en el perfil extruido como tortitas oblongas. En una prueba de aplastamiento, Ti puede funcionar de manera similar a Cr y Mn al igualar la deformacion y, por lo tanto, contribuir a una mayor resistencia frente a grietas.
Tabla 3. Angulo de flexion observado para la primera aparicion de grietas para las dos aleaciones C28-C2 y C28-C3.
Resistencia a corrosion.
Diferentes OEMs (fabricantes de equipamiento original) tienen diferentes requisitos de resistencia a la corrosion. Con la presente invencion, se ha elegido una prueba agresiva de corrosion intergranular (IGC) para clasificar aleaciones diferentes en lugar de buscar aleaciones que cumplan los requisitos espedficos de cada uno de los diferentes OEM. La prueba de corrosion intergranular elegida se realizo segun la norma BS ISO 11846: 1995, que incluye lo siguiente:
• Antes de la prueba, las muestras se desengrasaron con acetona.
• Las muestras despues se sumergieron durante 2 minutos en una disolucion de hidroxido de sodio al 5 % en peso a una temperatura de 60°C, se lavaron con agua corriente, se sumergieron durante 2 minutos en acido mtrico concentrado para eliminar el esputo, se enjuagaron en agua corriente y luego en agua desionizada y se secaron.
• Las muestras despues se sumergieron durante 24 h en una disolucion que contema 30 g/l de cloruro de sodio y 10 ml/l de acido clortndrico concentrado a temperatura ambiente.
• Despues de la prueba, las muestras se enjuagaron con agua corriente y luego en agua desionizada y se dejaron secar antes de los examenes metalograficos.
Las profundidades maximas de corrosion se midieron a partir de la parte exterior de las muestras de perfil.
La figura 16 muestra dos imagenes de la seccion transversal cerca de la superficie de un perfil extruido de aleacion C28-C2 despues de una prueba de corrosion IGC de 24 h. Ambas imagenes muestran el mismo area de la muestra, pero donde la imagen de la derecha muestra los ataques de corrosion junto con la estructura del grano en la misma muestra despues de la anodizacion.
Ademas, la figura 17 muestra tambien dos imagenes de la seccion transversal cerca de la superficie de un perfil extruido de aleacion C28-C3 despues de una prueba de corrosion IGC de 24 h. Ambas imagenes muestra la misma area de la muestra, pero la imagen de la derecha muestra los ataques junto con la estructura del grano despues de la anodizacion.
Como se puede ver en las figuras 16 y 17 el ataque de corrosion maximo es mucho mas pequeno para la aleacion C28-C3, lo que indica que hay un efecto positivo significativo de agregar 0.10 % en peso de Ti sobre la resistencia a la corrosion. El mecanismo de este efecto no se conoce.
Envejecimiento.
En terminos generales, el envejecimiento artificial del material de aleacion de aluminio 6xxx se realiza para precipitar partfculas endurecidas de Mg, Si y Cu. Estas partfculas tienen tipicamente forma de aguja con un diametro de 2-20 nanometros y una longitud de 20-200 nanometros. Las partfculas pueden tener diferentes composiciones qmmicas y estructuras cristalinas dependiendo de la composicion general de la aleacion y de las temperaturas y tiempos de envejecimiento implicados.
Al comienzo del ciclo de envejecimiento, las partfculas son tfpicamente coherentes con la estructura de aluminio que rodea la partfcula. En esta etapa (estado de menos envejecimiento, T6x) las partfculas se compartiran mediante dislocaciones durante la deformacion del material. Mas tarde en el ciclo de envejecimiento, el ajuste entre la estructura de aluminio y las partfculas se reduce gradualmente y las partfculas se vuelven parcial o totalmente incoherentes. En esta etapa (edad maxima, T6, o estado de sobreenvejecimiento, T7) las dislocaciones formadas durante la deformacion no cortan las partfculas debido a la incoherencia en la interfaz de la partfcula.
En el caso de un estado de menos envejecimiento, T6x, hay una tendencia de la deformacion a concentrarse a lo largo de los planos de deslizamiento ya formados por la primera dislocacion. Esta situacion puede conducir a una deformacion muy concentrada en algunas partes del material con grietas como resultado. Esta situacion dara baja ductilidad del material. En el caso de sobreenvejecimiento, T7, las dislocaciones tienen que pasar las partfculas por otro mecanismo llamado bucle Orowan. En este caso, la primera dislocacion que ha pasado una partfcula formara un bucle de dislocacion alrededor de la partfcula que actuara como una barrera adicional frente a la siguiente dislocacion. Esto a su vez puede activar otros planos de deslizamiento para las dislocaciones y, por lo tanto, extender la deformacion a otras partes del material. En este caso, el material puede resistir deformaciones totales mas grandes antes de que aparezcan grietas y el material sera mas ductil.
El caso donde las dislocaciones estan cortando las partfculas cuando el material esta envejecido a un estado menos envejecido, T6x, se ve muy claramente para las aleaciones 7xxx como la que se muestra en la figura 18 que contiene Mg = 0,69 % en peso; Zn = 5,51 % en peso; Fe = 0,21 % en peso; Zr = 0,14 % en peso; Si = 0,10 % en peso; Mn = 0,05 % en peso. La imagen de la izquierda en la figura 18 muestra una muestra triturada de dicha aleacion 7003 envejecida hasta un estado de menos envejecimiento, T6x, mientras que la imagen de la derecha muestra una muestra triturada de la misma aleacion envejecida a un estado sobreenvejecido, T7. Esto claramente demuestra que en este caso un estado sobreenvejecido es mucho mas ductil que un estado menos envejecido cuando los valores de lfmite elastico, Rp0,2 son similares.
Para las aleaciones 6xxx del tipo segun la invencion, la diferencia en ductilidad entre un estado de menor envejecimiento, T6x y un sobreenvejecimiento, T7 no es tan grande como para aleaciones 7xxx, pero tambien en este caso el estado de sobreenvejecimiento parece ser mejor que un estado de menor envejecimiento. Esto quedo claramente demostrado en la segunda serie de pruebas que se discutira mas adelante en la descripcion. Un ejemplo de este tipo se muestra en la figura 27, donde la muestra T6x con menor lfmite elastico tiene mas grietas que las muestras en el estado T7. Otro factor beneficioso es que es mas facil controlar el nivel de lfmite elastico en el estado sobreenvejecido que en el estado de menor envejecimiento.
La figura 19 muestra imagenes de muestras aplastadas de aleacion C28-B2 segun la invencion, donde la imagen de la izquierda muestra una muestra en estado sobreenvejecido con Rp0,2 = 289 MPa (T7 - envejecimiento durante 5 horas a 205°C) y a la derecha una muestra en estado de resistencia punta con Rp0,2 = 303 MPa (T6 - envejecimiento durante 6 horas a 185°C). Como se puede ver por las grietas claramente visibles para la muestra de la derecha en la figura 19, que esta en estado T6, el comportamiento de aplastamiento de la muestra de la izquierda, que esta en estado sobreenvejecido T7 con lfmite elastico ligeramente menor, es mejor.
La aleacion segun la presente invencion se puede sobreenvejecer a una temperatura entre 185 - 215°C durante un tiempo entre 1 - 25 horas. Mas preferiblemente la aleacion puede estar sobreenvejecida a una temperatura entre 200 - 210°C durante un tiempo entre 2 - 8 horas.
2a serie de pruebas.
Para fortalecer la solicitud de la patente, se probaron una serie de nuevas aleaciones adicionales. Las aleaciones se fundieron en palanquillas de 95 mm de diametro y se homogeneizaron a 575°C durante 2 horas y 15 minutos, seguidas de enfriamiento a 400°C / hora.
Las palanquillas despues se extruyeron a 8 m/min a un perfil hueco rectangular (ver figura 28) en una prensa de extrusion de 800 toneladas en la organizacion de investigacion independiente, Sintef en Trondheim.
• Antes de la extrusion, las palanquillas se precalentaron mediante un proceso de sobrecalentamiento: es dedr, calentado a 550°C; mantenido a temperatura durante aproximadamente 10 minutos; templado a aproximadamente 500°C justo antes de la extrusion.
• Despues de la extrusion, los perfiles se templaron en agua aproximadamente a 0,8 m detras de la abertura del troquel.
• Los perfiles se almacenaron a temperatura ambiente durante varias semanas antes del envejecimiento a diferentes estados. En todos los casos las muestras se calentaron a la temperatura con una velocidad de calentamiento de 200°C por hora.
- T6x. Estado de menor envejecimiento. Estaba destinado a obtener el mismo valor de lfmite elastico, Rp0,2, que el estado T7. Primero se uso una retencion de 2 horas a 185°C para todas las aleaciones. Debido a que los valores de T6x Rp0,2 en muchos casos no alcanzaron los valores T7 Rp0,2, se produjeron nuevas muestras. Estas fueron envejecidas con tiempos de mantenimiento de 2,5 o 3 horas
- T6: estado envejecido maximo. 8 horas de tiempo de mantenimiento a 185°C
- T7: estado de sobreenvejecimiento. 4 horas a 205°C.
• Despues del envejecimiento, las muestras de traccion se mecanizaron desde los lados mas anchos del perfil.
Las muestras de aplastamiento teman 100 mm de largo y se cortaron con una piramide en cada uno de los lados cortos (vea la figura 28) para hacer que el comportamiento de aplastamiento sea mas repetible (actua como un disparador para la primera doblez).
Todas las aleaciones de la segunda serie de aleaciones se probaron con especies como se muestra en la figura 28, y las fotos que corresponden a las fotos, como se muestra en la figura 27, se tomaron de todas las especies de aplastamiento probadas. Sin embargo, estos no estan incluidos en la solicitud debido al espacio requerido completo (numero de fotos), excepto las tres fotos de especies de aplastamiento probadas de aleaciones de Cu en la figura 29 que se discuten mas detalladamente en la pagina 20 de la descripcion.
La tabla 4 siguiente muestra las diferentes aleaciones con diferentes niveles de Mg-Si:
Las aleaciones a1 - a4 fueron seleccionadas para corresponder justamente con los puntos de coordenadas a1 - a2 -a3 - a4 de la reivindicacion 1 de la presente invencion. Hubo algunas dificultades de alcanzar la composicion exacta de las esquinas a1 - a4.
Las aleaciones c1 - c4 se emitieron en los puntos de coordenadas c1 - c2 - c3 - c4 de la reivindicacion 3 de la presente invencion. Tambien hubo aqu algunas dificultades practicas para obtener la posicion exacta de las esquinas.
La aleacion de Honsel se selecciono como diana o se escogio fuera del alcance definido de la presente invencion para demostrar que una relacion de Mg/Si demasiado alta tfpicamente proporcionara propiedades mecanicas demasiado bajas para cumplir con los requisitos de C28.
Comentarios sobre las aleaciones a1 - a4, como se muestra en la figura 21.
En cuanto a las aleaciones a1 - a4 que se muestran en la figura 21, la aleacion a1 cumple el requisito C28 en un estado T6. Tanto el estado de menor envejecimiento T6x-2h / 185 como el estado sobreenvejecido T7-4h / 205 no cumplen con los requisitos de resistencia.
La aleacion a2 no cumple el requisito de C28 en cuanto a resistencia en cualquier estadotemplado, pero puede usarse para un requisito C24.
La aleacion a3 esta en el lado alto con respecto al valor Rp0,2 en el estado T7. Se pueden observar algunas grietas, pero el comportamiento de aplastamiento podna ser aceptable para otros perfiles que son mas indulgentes o bastante menos cnticos cuando se trata de comportamiento de aplastamiento. Con un poco mas de sobreenvejecimiento, el comportamiento de aplastamiento probablemente sena excelente tambien para este perfil. En un estado T6 el comportamiento de aplastamiento tambien es bastante bueno y no esta lejos de ser aceptable. Tambien para esta aleacion, el comportamiento de aplastamiento es peor en los estados T6x. La aleacion a4 muestra una resistencia muy alta. Especialmente en el estado T6x el comportamiento de aplastamiento es malo. Sin embargo, en un estado T7 el comportamiento no es tan malo.
Al comparar las aleaciones a3 - T6 y a4 - T7 con aproximadamente los mismos valores de Rp0,2, se puede observar que la aleacion a3 muestra el mejor comportamiento de aplastamiento. Esto puede indicar que una proporcion mas alta de Mg/Si es beneficiosa para el comportamiento de aplastamiento.
Comentarios sobre las aleaciones c l - c4 y aleacion "Honsel", como se muestra en la figura 22.
La figura 22 es, como se indico anteriormente, un diagrama de barras que muestra las propiedades mecanicas de las aleaciones c1 - c4 de las pruebas de la segunda serie mas una aleacion llamada "Honsel" porque el contenido de Mg y Si corresponde a la patente de Honsel (en la patente de Honsel las aleaciones contienen cantidades mucho menores de Cr y Mn que en nuestro ejemplo "Honsel").
Como se puede observar en la figura todas las aleaciones c l - c4 muestran potencial de resistencia para cumplir el requisito C28 ya sea en un estado cercano a T6 o en un estado T7.
Los resultados muestran que al apuntar a valores Rp0.2 en el intervalo de 280-300 MPa el comportamiento de aplastamiento de todas las aleaciones dentro del rectangulo c1-c2-c3-c4 sera muy bueno.
De nuevo, las muestras T6x se comportan peor que las muestras T6 y T7 con respecto al comportamiento de aplastamiento.
La aleacion "Honsel" tiene la misma suma de Mg y Si pero tiene una relacion de Mg/Si mas alta que las aleaciones de la presente invencion. El comportamiento de aplastamiento es bueno, pero el potencial de resistencia es demasiado bajo para cumplir con los requisitos de C28. Por lo tanto, la presente invencion tiene una relacion Mg/Si superior limitada por la lmea entre a3 y a4.
Los ejemplos anteriores han demostrado que la relacion Mg/Si debe ser superior a 0,9 paratenersuficiente estabilidad de temperatura y una relacion Mg/Si por debajo de 1,4 para obtener la resistencia necesaria para las aplicaciones C28. Por lo tanto, la aleacion de la presente invencion esta delimitada por las coordenadas a l y a2, que definen la menor relacion Mg/Si y las coordenadas a3 y a4 que definen la relacion Mg/Si superior (veanse las figuras 3 y 20). Preferiblemente la relacion Mg/Si debena estar delimitada por las coordenadas c l y c2 (relacion Mg/Si cercana a 1,0) y las coordenadas c3 y c4 (relacion Mg/Si cercana a 1,3, ver figuras 3 y 20).
Se realizaron pruebas adicionales con aleaciones adicionales con diferentes niveles de Cu, como se muestra en la tabla 5 a continuacion.
Tabla 5:
La aleacion X1 es una aleacion con contenido de Mg y Si disenado para cumplir con las propiedades C24. Los diferentes niveles de Cu se incluyen para mostrar el efecto del Cu en dicha aleacion.
La aleacion C2 es una aleacion con contenido de Mg y Si disenada para cumplir con las propiedades C28. Los diferentes niveles de Cu se incluyen para mostrar el efecto del Cu sobre dicha aleacion.
Comentarios sobre las aleaciones X1-Cu1, X1-Cu2 y X1-Cu3 que se muestran en la figura 23.
La aleacion X1 tiene un contenido de Mg y Si que esta disenado para cumplir el requisito C24 y no el requisito C28. Otra forma de aumentar la resistencia es agregar Cu. Cuando el contenido de Cu aumenta de 0,12 a 0,32 % en peso, Rp0,2 aumenta en 27 MPa y Rm por 28 MPa en el estado T6.
Al observar las imagenes de la figura 29 que muestran el comportamiento de aplastamiento de las diferentes variantes de aleacion en un estado T7, se puede observar que el rendimiento es casi independiente del nivel de Cu. Esto indica que un alto nivel de Cu es beneficioso para obtener una alta resistencia y un buen rendimiento de aplastamiento correspondiente.
El efecto positivo del Cu sobre la resistencia y el comportamiento del aplastamiento debe equilibrarse con los posibles efectos negativos del Cu sobre el comportamiento de corrosion y en la maxima velocidad de extrusion.
Comentarios sobre las aleaciones C2-Cu1, C2-Cu2 y C2-Cu3 que se muestran en la figura 24.
La aleacion C2 tiene un contenido de Mg y Si que esta disenado para cumplir con el requisito C28.
Cuando el contenido de Cu aumenta de 0,12 a 0,32 % en peso, Rp0,2 aumenta en 37 MPa y Rm por 35 MPa en el estado T6.
Al observar las imagenes (no representadas en la solicitud) que muestran el comportamiento de aplastamiento de las diferentes variantes de aleacion, se puede observar que el rendimiento es ligeramente mejor para los niveles mas bajos de Cu con los correspondientes niveles de resistencia mas bajos. Sin embargo, la diferencia en el comportamiento de aplastamiento es menor e indica que un alto nivel de Cu es beneficioso para obtener una resistencia alta y un buen rendimiento de aplastamiento correspondiente.
Aun mas pruebas de aleaciones adicionales con diferentes niveles de Ti.
La tabla 6 siguiente muestra las aleaciones probadas con diferentes niveles de Ti:
Tabla 6:
La aleacion X1 es una aleacion con contenido de Mg y Si disenado para cumplir con las propiedades C24. Los diferentes niveles de Ti se incluyen para mostrar el efecto del Ti sobre una aleacion de este tipo, donde las propiedades de corrosion son el factor mas importante.
La aleacion C2 es una aleacion con contenido de Mg y Si disenada para cumplir con las propiedades C28. Los diferentes niveles de Ti se incluyen para mostrar el efecto del Ti sobre dicha aleacion.
Comentarios sobre las aleaciones X1 -Til, X1-Ti2 y X1-Ti3 como se muestra en la figura 25.
La resistencia parece no verse afectada por el nivel de Ti en la aleacion. A partir de las pruebas de aplastamiento de estas aleaciones, todas las muestras tuvieron un buen rendimiento y no fue posible ver ninguna tendencia clara en el comportamiento de aplastamiento a partir de las adiciones de Ti.
Comentarios sobre las aleaciones C2-Ti1, C2-Ti2 y C2-Ti3 como se muestra en la figura 26.
El lfmite elastico parece ser ligeramente menor para alto contenido de Ti, pero la diferencia es pequena y puede estar dentro de los errores experimentales. En cuanto a las variantes X1, todas las muestras funcionaron bien y no fue posible ver ninguna tendencia clara en el comportamiento de aplastamiento a partir de las adiciones de Ti segun las variantes C2.
Resultados de la prueba de corrosion granular de aleaciones con diferentes contenidos de Cu y Ti. La prueba de corrosion se realizo con aleaciones con diferentes niveles de Ti y Cu como se establece en las tablas a continuacion. Tabla 7:
Tabla 8:
Tabla 9:
Tabla 10:
Todas las aleaciones se probaron segun la norma BS ISO 11846.
Se realizaron tres muestras paralelas para cada una de las variantes de aleacion (las fotos de las muestras sometidas a prueba no se representan en la presente solicitud).
En general, todas las muestras paredan tener ataques de corrosion relativamente pequenos y era diffcil encontrar ataques visibles al mirar las superficies corrofdas. Cuando se descubrio un ataque se intento atacar esta zona corrofda con el corte transversal. En los casos en que no se observaron ataques, se realizo un corte transversal arbitrario.
De las variantes de aleacion X1 con diferentes adiciones de Cu, la que tiene la cantidad media de Cu parece ser la peor variante.
De las variantes de aleacion C2 con diferentes adiciones de Cu, los ataques de corrosion parecen aumentar al aumentar el contenido de Cu.
Para las variantes de aleacion X1 con diferentes adiciones de Ti, los ataques de corrosion parecen disminuir al aumentar el contenido de Ti.
Para las variantes de aleacion C2 con diferentes adiciones de Ti, solo habfa un unico ataque de corrosion para las tres variantes y las tres muestras paralelas. Este ataque se observo en la variante de aleacion con contenido medio de Ti. Esto no esta completamente de acuerdo con las observaciones anteriores, pero podna ser causado por un error de fabricacion de la muestra, etc., que no se ha investigado mas a fondo.
Claims (15)
1. Perfil extruido que comprende una aleacion de aluminio Al-Mg-Si extruible con resistencia mejorada, resistencia a la corrosion, propiedades de aplastamiento y estabilidad de temperatura, en particular util en la estructura delantera de vefuculos, donde la composicion de la aleacion se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama Mg-Si:
a1 - a2 - a3 - a4,
donde en % en peso a1 = 0,60 Mg, 0,65 Si, a2 = 0,90 Mg, 1,0 Si, a3 = 1,05 Mg, 0,75 Si y a4 = 0,70 Mg, 0,50 Si, donde la aleacion tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, la aleacion que contiene ademas los siguientes componentes de aleacion en % en peso:
Fe hasta 0,30
Cu 0,12 -0,32
Mn 0,4 -1 ,0
Cr 0,10 -0,20
Zr hasta 0,25 y
Ti 0,005 -0 ,15,
impurezas incidentales hasta 0,1 cada una e incluyendo Zn hasta 0,5, con equilibrio de Al, y en donde Mn y Cr estan ambos presentes en la aleacion juntos.
2. Perfil extruido segun la reivindicacion 1, en el que en la aleacion la relacion Mg/Si esta entre 0,9 -1,4.
3. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 y 2, donde la aleacion se define dentro de los puntos de coordenadas b1 - b2 - b3 - b4, donde en % en peso b1 = 0,76 Mg, 0,55 Si, b2 = 1,02 Mg, 0,74 Si, b3 = 0,90 Mg, 0,91 Si y b4 = 0,67 Mg, 0,68 Si.
4. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 3, donde la aleacion se define entre los puntos de coordenadas c1 - c2 - c3 - c4, donde en peso % c1 = 0,80 Mg, 0,59 Si, c2 = 0,94 Mg, 0,70 Si, c3 = 0,85 Mg, 0,84 Si y c4 = 0,72 Mg, 0,71 Si.
5. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 4, en el que en la aleacion la relacion Mg/Si esta entre 1,0 -1,3.
6. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 5, en el que la aleacion contiene Fe entre 0,10 - 0,28 % en peso.
7. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 6, en el que la aleacion contiene Cu entre 0,15 - 0,30 % en peso.
8. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 7, en el que la aleacion contiene Mn entre 0,50 - 0,70 % en peso.
9. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1- 8, en el que antes de extruir el perfil, la aleacion se homogeniza a una temperatura de 520-590°C durante 0,5 y 24 horas y en la que la velocidad de enfriamiento despues de la homogeneizacion es superior a 200°C/hora en el intervalo de 520 a 250°C.
10. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 9, en el que antes de extruir el perfil, la aleacion se homogeniza a una temperatura de 540-580°C durante 2-10 horas.
11. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 10, en el que antes de extruir el perfil, la aleacion se funde en palanquillas y luego se homogeniza.
12. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 11, en el que la aleacion se recalienta a una temperatura preferida y luego se extruye.
13. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1-12, en el que el perfil extruido producido a partir de la aleacion se templa en agua desde una temperatura entre 500 - 580 hasta una temperatura inferior a 200°C.
14. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1-13, en el que el perfil extruido se sobreenvejecido a una temperatura entre 185 - 215°C durante un penodo entre 1 - 25 horas.
15. Perfil extruido segun las reivindicaciones 1 - 13, en el que el perfil extruido esta sobreenvejecido a una temperatura entre 200 - 210°C durante un penodo entre 2 - 8 horas.
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