具有改善压裂性能的铝合金的制作方法

专利名称：：具有改善压裂性能的铝合金的制作方法
技术领域：
：本发明涉及具有改善的延展性和压裂(crush)性能的Al-Mg-Si铝合金，该铝合金具有好的能量吸收和温度稳定性，并且特別适用于车辆碰撞暴露区域中的结构部件。
背景技术：
：US4525326乂^开了一种Al-Mg-Si合金，添加钒V以改善合金延展性。该专利中描述，添加0.05-0.20重量。/。V并结合限定为Fe含量1/4-2/3的Mn含量，显著改善了宽范围的Al-Mg-Si合金的延展性。在US4525326中没有提及钛Ti，并且在相同发明人的随后具体方法专利(US5766546,EP1104815)中也未提及钛Ti，其中应用了通过添加V并结合Mn及其它元素改善延展性的原理。在EP0936278中，描述了通过添加0.05-0.20重量％V并结合添加>0.15-0.4重量。/。Mn改善A卜Mg-Si合金的延展性。根据该欧洲专利申请，优选的Mn/Fe比为0.45-1.0，更优选0.67-1.0。在EP0936278中明确说明Ti的作用是在铸造或焊接过程中作为晶粒细化剂。然而，Ti的优选范围不超过0.1重量％。在铝铸造合金中添加Ti对于生产Al-Si基铸造合金是公知的。因此，先前证实通过添加超过Ti在晶粒细化剂应用中已知Ti量的Ti，对于这些合金获得改善的晶粒细化，如在C.J.Simensen:Proc.LightMetals1999，ed.C.E.Eckert，TMS，USA1999pp679-684中描述的,添加过量Ti的好处涉及晶粒细化，并且涉及铸造金属中与晶粒尺寸相关的性能。然而并没有证实添加过量Ti对晶粒尺寸相关性能以外的性能有利。
发明内容本发明涉及含有Mg和Si作为主要合金化元素的铝合金。根据本发明的合金含有的Ti超过通常作为晶粒细化剂添加的Ti。本发明的合金含有的Ti超过通过晶粒细化剂引入的含Ti颗粒。过量Ti有助于改善合金的延展性。该合金可含有Cu用以获得额外的强度。此外，该合金可含有Fe和Zn作为偶存杂质。此外，该合金可含有另外的合金化元素，包括但不限于Mn、Cr、Zr和V用以进一步改善合金的延展性。开发该合金用于需要良好压裂行为的挤压产品。为生产率而优化Urofiie)进行快速淬火。然而，当需要改善的延展性时，合金也可用于其它产品例如轧制片材或锻件。本发明的特征在于所附独立权利要求1和从属权利要求2-8限定的特征。下面将通过实施例并参考附图进一步描述本发明，其中图1是显示具有各种Mg和Si含量的铝合金挤压型材在时效硬化到最大硬度后的总伸长率的坐标图，图2显示了用于说明书实施例压裂测试中的挤压中空型材的截面几何形状，图3显示了说明书实施例1的试样的屈服强度和在压裂测试中的等级，图4显示了由于在150X:热暴露1000h，说明书实施例2的合金0和P的时效硬化挤压型材的屈服强度(YS)和极限抗拉强度(UTS)的降低，图5显示了说明书表4中的合金在175X:和在200"C的维氏硬度随时效时间的变化，图6显示了再结晶6005A合金和非再结晶6082合金在T5状态和在高温暴露后的抗拉屈服强度，图7显示了说明书实施例3的试样的屈服强度和在压裂测试中的等级，图8显示了根据说明书实施例4的水淬冷并时效硬化样品的屈服强度和夏比能量，图9显示了说明书实施例4的试样在压裂测试中的等级，在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图IO显示了两张照片，左侧照片显示了具有0.15。/oMn和0.1。/。V的合金变体B1的晶粒组织，而右侧照片显示了在实施例4的合金B1中发现的元素以外具有0.06%Cr的合金变体B3的晶粒组织，图11显示了实施例6的试样在压裂测试中的等级，以出口速度15m/min挤压成几何形状P3，并且其中在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图12显示的与图ll相同，但其中出口速度为30m/min，并且其中包括试样的屈服强度，图13显示了说明书实施例7的试样的屈服强度和在压裂测试中的等级，所述样品以出口速度15m/niin被挤压成几何形状Pl，然后在时效硬化前进行水淬冷，其中在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图14显示了说明书实施例7的试样在压裂测试中的等级，所述样品以出口速度15m/min被挤压成几何形状Pl,然后在时效石更化前进行空气冷却，其中在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图15显示了说明书实施例7的试样在压裂测试中的等级，所述样品以出口速度15m/min被挤压成几何形状P3，然后在时效石更化前进行空气冷却，其中在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图16显示了说明书实施例7的试样的屈服强度和在压裂测试中的等级，所述样品以出口速度30m/min被挤压成几何形状P3，然后在时效硬化前进行空气冷却，其中在所绘图中显示了不同合金的Mn、V、Cr、Cu和Ti的名义含量，图17显示了实施例6试样的夏比能量与压裂测试中等级的关系，所述样品以出口速度30m/min被挤压成几何形状P3，并且在时效硬化前进行空气冷却，图18显示了表9的合金和表8的相应合金之间的屈服强度和夏比能量的差异，其中所有试样均以出口速度30m/min被挤压成几何形状P3，并且在时效硬化前进行空气冷却，图19显示了当在时效硬化前对型材进行水淬冷时说明书表10合金的屈服强度和夏比能量，图20显示了当在时效硬化前对型材进行空气冷却时表IO合金的屈服强度和夏比能量，图21显示了Mg-Si相图，其中绘出1.4的Si/Mg比例，以及如权利要求中所限定的本发明实施方案具体关注的合金组成。具体实施例方式Al-Mg-Si型合金通过析出纳米尺寸的颗粒获得它们强度。正如公知的，所述硬化颗粒具有约1的Si/Mg摩尔比(G.A.Edwards等人，Mater.Sci.Forum第217-222巻(1996年)第713-718页)，一些研究表明该比例准确为1.2(S.J.Andersen等人，ActaMater.第49巻Q998)第65-75页，C.Ravi和C.Wolverton，Actamater.第52巻(2004)第4213-4227页)。1.2的Si/Mg摩尔比对应于1,4的Si/Mg重量比，因此，在下文中，所有给出的Si/Mg比例均指的是重量比。为了优化合金的强度，应选择Mg和Si含量以确保使用尽可能多的Mg和Si形成硬化析出物，或换句话说以确保在析出硬化后剩余的Mg或Si尽可能少。对于的剩余Mg或Si，应理解为不形成析出物的Mg或Si。剩余Mg或Si对于强度几乎没有贡献，但对挤压中的生产率具有显著负面影响。这种选择挤压合金的Mg和Si含量的方法先前已被利用(U.Tundal和0.Reiso，美国专利6，602，364，M.J.Couper等人Proc.EighthInternationalAluminumExtrusionTechnologySeminar,OrlandoFlorida,USA,2004年5月18-21日第n巻第5卜56页)，并且被认为是本领域技术人员众所周知的。为了发现合金的最佳Si/Mg比例，人们必须考虑到一些Si会被束縳在含Fe—次颗粒和在合金铸造和均匀化过程中形成的其它非硬化颗粒中。可认为这种Si"损失"或对于时效硬化没有作用。本领域技术人员可引入由下式定义的术语"有效Si含量，，，Sieff:Sieff=Sitot一Sinhp其中Sit。t是合金的总Si含量，SU是束缚在非硬化颗粒中的Si量。不能直接计算Sinhp,因为这不但涉及合金组成而且涉及均匀化过程中的热历程。然而，通常发现比例Sinhp[重量%]/(Fe+Mn+Cr)[重量%]的范围是0.15-0.35。因此，Sieff/Mg比例应为1.4以便优化合金强度。对于压裂延展性和温度稳定性的Mg和Si的优化组成使用Al-Mg-Si合金的挤压型材作为汽车碰撞暴露区域中的结构部件。要求这样的部件在碰撞时吸收大量能量，为此它们必须变形而不发生破裂。一种控制挤压型材具有所需性能的方式是通过轴向压裂对其进行测试。在这种测试中，使预定长度的薄壁挤压型材试样，通常为具有一个或多个腔的中空型材，以受控的速度在纵向方向上进行变形，这将试样长度减少到通常为初始长度的30-80%。好的变形行为的特征在于试样壁的规则褶皱、具有几乎没有或无试样开裂和变形区域具有光滑表面。差的变形行为的特征在于试样壁的有限褶皱、试样具有大量开裂或破裂并且变形区域具有粗糙且不平坦的表面。轴向压裂测试中的变形行为强烈依赖于测试型材的几何形状并且在一定程度上依赖于测试条件。对于几何形状，型材的横截面特别重要。一个通常关系是当壁厚度增加和当腔尺寸减小时，好的变形行为逐渐困难。除测试型材的几何形状和测试条件外，还存在几种在压裂测试中影响变形行为的因素，包括但不限于挤压型材的晶粒组织、强度和延展性。强度主要由选择的Mg和Si(和Cu)含量以及析出硬化条件决定。通常，较高的Mg和Si(和Cu)含量和因此的较高强度导致较低的延展性，例如由如图1所示的在抗拉测试中的总伸长率值所发现的，因此还导致压裂测试中较差的行为。然而，Si/Mg比例对于挤压型材的压裂行为具有一定重要性。这通过下面的实施例得以证实。在所有实施例中，通过本申请人的生产设备中使用的DC铸造过程将合金铸造成坯块。坯块在570-580X:温度下进行均匀化，随后以300-400。C/小时的速率冷却到室温。在挤压前在感应炉中将坯块预先加热到490-500。C的温度。实施例1对下表1给出的合金进行测试，这些合金除Si/Mg比例外具有基本相同的组成。由这些合金挤压中空型材，横截面如图2a)所示。在挤压过程中压缩比是24，且型材出口速度为15m/min。型材在挤压机中进行水淬冷，时效至最大硬度并切割成IOO咖长的试样。在受控的轴向压裂中将试样压缩到40mm长度，并且表征变形行为从而给出范围1-10的等级。表2中给出不同等级的定义。对每种合金的三个样品进行压裂以便评价等级，合金的等级是三个样品的算术平均值。图3显示了各个合金作为Si/Mg比例函数的等级。图3还显示了不同合金的屈服强度。表1实施例l合金的组成1=1血MgSiSi/MgFeMnVTiA10.350.661.890.200.150.100.01B10.390.571.460.200.150.080.01C10.440.541.230.210.140.090.01D10.500.470.940.200.160.090.01E10.520.440.850.200.150.100.01F10.580.420.720.220.150.090.01表2压裂测试试样的等级说明<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>尽管所有合金在压裂测试中均显示出良好行为，然而具有最高Si/Mg比例的合金A1的性能略差于其它合金，而Si/Mg比例非常接近理想值1.4的合金Bl与其它合金相比性能轻微略好。合金Cl、Dl、E1和F1在该测试中均获得等级9。考虑合金的强度时，希望具有较低强度的合金在这种测试中与具有较高强度的合金相比性能更好。因此，考虑到强度，可以认为在合金C1、Dl、E1和F1中，当Si/Mg比例从0.7增加到1，2时压裂测试中的性能改善。因此，对于压裂测试性能，选择Si/Mg比例接近1.4的合金是有利的。在碰撞暴露区域中的一些结构部件也可能暴露于升高的温度。这样的暴露可能影响合金的机械性能。对于这些应用，重要的是选择较少受热暴露影响的合金。术语"热稳定性"指的是合金在高温暴露后保持机械性能的能力。对于A1-Mg-Si合金，发现在给定的强度等级内，对于Si/Mg比例约1.4的合金热稳定性最高。这通过下面的实施例得以证实。实施例2.1对下表3给出的Al-Mg-Si合金进行测试，这些合金除Si/Mg比例外基本相同。通过使用标记为i、n和m的三种略微不同的时效处理对这些合金的挤压型材进行时效硬化。然后时效硬化的试样在150r下热暴露ioooh。在表3中给出了通过时效处理i、n和m获得的屈服强度(YS)和极限抗拉强度(UTS),而在图4中显示了热暴露导致的强度变化。表3实施例2.i合金的化学组成以及由不同时效处理i、n和m导致的屈服强度(YS)和极限抗拉强度(UTS)。<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>由图4所示的测试结果显而易见，与Si/Mg比例为0.9的合金0相比，Si/Mg比例为1.4的合金P具有较低的强度损失，特别是极限抗拉强度。因此可以认为在这两种合金中合金P具有最高热稳定性。实施例2.2对下表4给出的合金进行进一步测试。除Si/Mg比例外，表4的合金基本相同。对这些合金的挤压型材样品在175C和200"C下人工时效0.5h-200h。测量试样的维氏硬度，并且结果如图5所示。为了清楚，仅显示接近最大硬度的结果。从图5的曲线显而易见的是，在表4的合金中，合金W2在最宽的时间跨度内具有接近最大值的硬度。还一致地发现，合金W2在达到峰值硬度之后的硬度降低(称为过时效)比其它合金更为滞后。图5还显示当Si/Mg比例由理想值1.4逐渐偏离时，例如从合金W3到W4然后到W5，过时效的发生具有逐渐变短的滞后。可认为在过时效发生前进行较长时效时间的合金具有更高的热稳定性，因此Si/Mg比例接近1.4的合金具有最高的热稳定性。表4:实施例2.2合金的组成<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>实施例2.3对再结晶和非再结晶的合金进行另外测试以观察晶粒组织对热稳定性的影响。在下表5中给出了在实施例2.3中使用的6005A和6082合金的组成。在这两种情况下，以15m/min进行挤压型材，并在挤压后进行水淬冷。合金6005A的Mn含量太低以致不能阻止挤压过程中材料的再结晶，从而具有再结晶的晶粒组织。另一方面，6082合金由于高的Mn和Cr含量含有大量弥散体颗粒，因此具有非再结晶的晶粒组织。表5实施例2.3合金的组成[重量％〗<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>将两种合金的材料时效到接近最大潜在强度的T5状态，参见图6。通过随后在180"C进行高温暴露时，6005A合金材料显示出比6082合金材料更稳定。这种差异的主要原因最可能与挤压材料的晶粒组织差异有关。非再结晶的晶粒组织将具有更多位错和亚晶粒边界，这可充当合金化元素的快速扩散通道。因此，在非再结晶的6082合金中硬化Mg-Si析出物将比再结晶6005A合金中更快地发生粗化。挤压后冷却速率对压裂测试中行为的影响对于Al-Mg-Si合金，通常发现时效硬化后的延展性取决于在进行固溶热处理后的冷却速率。对于挤压的Al-Mg-Si合金，通常并不应用单独的固溶热处理，因此时效硬化后的延展性取决于型材在挤压机中的冷却速率。高的冷却速率(例如使用水淬冷获得)有利于好的延展性，而慢的冷却速率(例如使用空气冷却获得)可导致降低的延展性。理想地，在挤压后型材始终应进行水淬冷。然而，水淬冷导致挤压部分几何形状的畸变，并且随着型材的复杂性增加，畸变的风险增加。通常做法是应尽可能快地进行冷却而不引起型材几何形状的畸变。因此，要么使用强制通风要么使用受控喷水对主要挤压部分进行冷却。在挤压后由于减小的冷却速率导致的降低的延展性也将对压裂测试中合金的性能具有强烈影响。这在下面的实施例3中显示。实施例3考虑表l的合金。进行与实施例1相同的测试，只是这一次使用挤压后在强制通风中进行冷却的型材。500-250*0间的冷却时间据测量为约2分钟。进行轴向压裂测试，根据上表2给出等级。图7显示了各合金的等级和屈服强度。对于相同合金的水淬冷样品，等级为8.5-9.5(图3)，而在这个实施例中，等级在5-6范围内。这清楚表明挤压后的冷却速率对合金压裂行为的影响。再一次，应根据这些合金的较低强度，来看合金D1、E1和F1的等级。在整体评价中，认为在这个实施例中合金C1具有最好的压裂行为。实施例3的压裂行为显著差于实施例1,但如实施例1应用水淬冷将限制可供应的型材几何形状和几何形状公差。因此本发明人决定寻求具有接近实施例1的压裂行为但在挤压后可进行空气冷却的合金。本领域的技术人员公知，少量添加元素Mn、Cr和V可改善A1-Mg-Si合金的空气冷却挤压件的延展性。改善挤压Al-Mg-Si合金延展性的合金化元素。锰(Mn)和铬(Cr)在A1-Mg-Si挤压合金中具有几种已知的作用。这两种元素均在铸造材料的均匀化过程中形成小颗粒，这些小颗粒被称为弥散体。当以足够数密度存在时，这些弥散体可阻止挤压材料再结晶，导致纤维状显微组织。对于较低数密度的弥散体，挤压材料将再结晶，但弥散体的存在对时效硬化材料的延展性具有正面影响。已经发现这种影响部分与材料的织构有关。对于在挤压后再结晶的合金，通常在挤压型材中发现高度的立方织构。弥散体的存在导致在再结晶的挤压型材中具有较高程度的立方织构。实施例4对下表6给出的合金进行测试，除Mn和Cr含量外这些合金基本相同。表6:实施例4合金的组成<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>将这些合金挤压成扁棒型材。这在合金材料中产生高度的立方织构。对一些材料进行附加的热机械处理以尽可能促成没有织构的材料。在表7中给出了获得的织构强度。表7:样品中测量的织构强度<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>对样品进行固溶热处理，要么水淬冷要么空气冷却到室温。随后对样品进行在这个实施例中标记为al-a5的5种不同时效过程。对时效硬化的材料进行拉伸测试和夏比测试，并在图8中示出水淬冷样品的结果。通过比较图8a)、c)和e)，它们均得自无织构的材料，发现Mn和Cr对延展性具有正面作用。然而，当对无织构的材料与立方织构材料进行比较(图8a)与8b)，8c)与8d)和8e)与8f))时，可以清楚在夏比测试中立方织构对于合金的延展性具有显著的正面作用。对于在时效硬化前空气冷却的样品也发现相似的结果。对于Cr，每重量百分比的添加元素形成的弥散体的量显著高于Mn(0，Lohne和A.L.Dons:Scand，J.Metal1.第12巻，(1983)，第34-36页)，这意味着相对于Mn添加，需要较少的Cr添加即可获得特定数密度的弥散体。弥散体对于挤压过程具有三种不利作用。第一种不利作用是材料的抗热变形性提高，导致生产率潜力降低。第二种不利作用是增加的弥散体密度使得在挤压后对冷却速率的提高要求以避免损失合金的硬化潜力。关于此的原因在于弥散体充当非硬化Mg-Si析出物的成核点。第三种不利作用与挤压型材的晶粒尺寸有关。如果弥散体的数密度太低以致不能阻止再结晶，但其仍能阻止一些晶核生长为再结晶晶粒。由于仅有少量晶粒能够生长，结果可能是在挤压型材中具有非常粗大的晶粒组织。在随后形成挤压型材时，结果可能是显著的橘皮产生。因此试图避免Mn和Cr添加量超过改善延展性所必需的添加量。Mn和Cr的最佳含量强烈依赖于处理条件和型材的几何形状。对于许多条件，典型的改善延展性的添加量是0.03-0.25重量。/。Mn和0.01-0.15重量％Cr。如果将这两种元素结合，可能需要减少每种元素的量以保持弥散体总数在可接受的水平。锆(Zr)也是在铸造材料均匀化过程中形成弥散体的合金化元素。Zr可形成几种类型的弥散体。以最高数密度形成并因此通常是优选类型的弥散体类型具有Al3Zr组成和称为Ll2结构的原子排列。在Al-Mg-Si体系的合金中，并不总是可能形成Ll2、Al3Zr，而是将形成其它类型弥散体。所述其它类型弥散体除Zr和Al外可含有Si。Zr弥散体对挤压Al合金显微组织的影响主要与数密度有关，并且在较小程度上与弥散体类型相关。当弥散体的数密度高时，挤压材料将具有纤维状显微组织，而弥散体数密度低的材料将发生再结晶。Zr-基弥散体的存在对再结晶材料织构的作用与上述的Mn-和Cr-基的弥散体类似，因此也导致时效硬化材料的较高延展性。钒(V)在提高A1-Mg-Si合金的延展性方面具有文献证实的作用。在Al-Mg-Si合金中V可形成弥散体，但对于多至0.1重量％和可能更高的添加量，发现不形成大量的弥散体。钬(Ti)通常与硼(B)或碳(C)一起添加到Al合金中一边在铸造过程中细化合金的晶粒尺寸。并不单独向熔体中添加Ti和B或者Ti和C,而是以预先制备的Al-Ti-B或Al-Ti-C合金形式添加。预先制备的A卜Ti-B或Al-Ti-C合金通常被称为"晶粒细化剂"。Al-Ti-B晶粒细化剂通常含有两类颗粒，一类基本由Ti和B组成并且下文将这些颗粒表示为(Ti，B)颗粒，而另一类基本由Ti和Al组成并且下文将这些颗粒表示为(Al，Ti)颗粒。Al-Ti-B晶粒细化剂通常由Ti和B含量的重量比表征，且Ti/B比例通常为2-10。当向熔体中添加Al-Ti-B晶粒细化剂时，(Ti，B)和(Al，Ti)颗粒被分散在熔体中，并且在铸造时在凝固过程中它们充当铝晶粒的成核点。Al-Ti-C晶粒细化剂以基本上相同的方式起作用，不同的是它们含有(Ti，C)颗粒而不是(Ti，B)颗粒。在Al-Mg-Si合金的大多数合金规格中(InternationalAlloyDesignationsandChemicalCompositionLimitsforWroughtAluminumandWroughtAluminumAlloy,TheAluminumAssociation,WashingtonDC,USA，2004年4月)，规定Ti上限为0.1-0.2重量％。然而，众所周知在Al-Mg-Si合金中实现晶粒细化所需的实际Ti含量低得多，典型为0.005-0.03重量％。本发明的发明人发现Ti对于Al-Mg-Si合金的延展性也具有作用。这需要Ti含量超过用于晶粒细化剂的Ti含量，并且需要Ti超过来自晶粒细化剂(Ti，B)和/或(Ti，C)颗粒的Ti含量。所需的Ti量为0.03-0.25重量％，优选为0.05-0.20重量％。至于V，多至约0.25重量％的Ti添加量也可能不产生任何显著量的弥散体。因此，V和Ti改善延展性的机制很可能相同。通过向Al-Mg-Si合金添加Ti获得的压裂性能改善与通过向合金添加Mn、Cr或V获得的改善相当。这通过下面的实施例得以证实实施例5对下表8给出的Al-Mg-Si合金进行测试，除元素Mn、Cr、V、Cu和Ti量不同外，所迷合金的Mg和Si含量基本相同。表8:实施例5和6的合金组成<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>进行与实施例3相同的测试，在强制通风中冷却挤压件。对时效硬化型材的试样进行轴向压裂测试，根据表2给出等级。在图9中显示了各个合金的等级。通过比较B0与合金变体B2、B5和B6，可以看出Mn和Cr而没有任何V或Ti对于压裂行为具有正面作用。通过比较B:2和B5，可以看到与B5相比，在B2中增加的Mn对于压裂测试中的行为具有正面作用。在与合金B6相比具有较高Cr含量并因此具有较高压裂测试等级的合金B2的情形中Cr也是如此。然而在这种情况下，发现合金B2、BS和B4中的Mn和Cr水平过高以致不能获得可接受的晶粒尺寸，参见图10中的实施例。当由合金B2、B3或B4任一个得到的型材中的晶粒尺寸与例如仅具有0.15。/。Mn且没有Cr的合金B1中的晶粒尺寸比较时，发现例如合金B3中的晶粒尺寸过大，并且可能在随后的成形操作中导致显著的橘皮产生。因此通过单独添加Mn和Cr可以获得的压裂行为的改善受限于所施加的晶粒尺寸要求。通过比较合金B1和B7，发现添加V和Ti对于当前压裂测试中的行为具有近似相同的正面作用。通过比较合金B2和B3，其中仅V含量不同，可以看到V的正面作用。当比较合金B6和B8时，对于Ti同样如此。因此除Mn和Cr正面作用外V和Ti也产生正面作用。由于对于这里添加的量，V和Ti均是不形成弥散体颗粒的元素，因此预计添加这些元素不会产生晶粒尺寸的问题。当在合金B9中组合添加几种元素例如Mn、V、Cr和钛时获得最好的行为。可添加的Ti和V的最大量受到在合金处理过程中可以保持在固溶体中的量限制。必须考虑的另一因素是这些元素导致的抗变形性的提高。高水平的这些元素将降低合金的可挤压性，并且压裂行为的改善必须考虑到可挤压性的降低。最后，由于与铝相比V和Ti的较高价格，因此向合金添加V和Ti代表了增加的成本。对于V、Ti和Al的目前价格，添加0.10。/。V导致每吨铝合金增加约110€。而对于相同的Ti添加量，每吨铝合金仅增加10€。因此，从成本观点考虑，与V相比优选添加Ti。合金化元素对于延展性作用的鲁棒性挤压压缩比和挤压出口速度可以在不同的挤压几何形状之间显著变化。这些变化对挤压型材的显微组织具有影响，这进而可以对压裂测试中的延展性具有影响。此外，已知较高的强度通常导致轴向压裂测试中较差的折叠行为。因此进行几组测试以验证实施例5的结果对于进行条件的变化以及强度的改变仍然有效。实施例6将表8中的所有合金挤压成图lb)所示的几何形状P3。挤压压缩比为48，这是实施例5中挤压比的两倍。对于P3几何形状釆用两种挤压速度15m/min和30m/min。由于较小的尺寸和壁厚，具有几何形状P3的型材的空气冷却比几何形状Pl型材的略快。对于具有几何形状P3的挤压件，在500-250X:温度区间内的冷却时间是约1.3分钟。将挤压并冷却的型材时效硬化到最大硬度并切割成长度为70mm的试样。对试样进行轴向压裂，由此试样长度减少到32mm。根据表2给出等级，并且图11和12中显示了各个合金在不同条件下的等级。图12还包括试样的屈服强度。除了图11中变体B5和B6的不希望的低值外，这些结果证实了实施例5的结果。再次，具有0.10%V的合金B1和具有0.10%Ti的合金B7在压裂测试后具有近似相同的等级，这表明V和Ti对于延展性具有大致相同的作用。在图12中，结果更如预料的，因为合金变体B5和B6具有比合金B0更好的压裂行为。平均而言，图12中压裂测试后的等级比图11中的更高。这在一定程度上与材料的晶粒组织有关。高的挤压速度有利于避免这些类型合金的粗大晶粒组织，因此也有助于在压裂测试中产生改善的性能。当挤压速度变化时，含有Ti和/或V的合金的压裂性能平均而言变化较小。实施例7对下表9中给出的合金进行另外的测试。合金GO和G5-G9基本上与合金B0和B5-G9相同，只是Mg和Si含量不同。表9合金的Mg和Si含量略高于表8中合金的Mg和Si含量，这意味着表9的合金应具有比表8的相应合金略高的强度。预计强度更大的合金具有略微较低的延展性，因此在轴向压裂测试中也具有略微较低的性能。表9:实施例7合金的组成<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>在4种不同条件下挤压这些合金:几何形状Pl,挤压出口速度15m/min，在挤压后进行水淬冷几何形状Pl,挤压出口速度15m/min,在挤压后进行空气冷却几何形状P3，挤压出口速度15m/min，在挤压后进行空气冷却几何形状P3，挤压出口速度30m/min，在挤压后进行空气冷却将挤压并冷却的型材时效硬化到最大硬度，然后对于几何形状PI切割成长度为100mm的试样，对于几何形状P3切割长度为70mm的试样。对试样进行轴向压裂，从而对于几何形状PI将试样长度减少到40mm，对于几何形状P3将试样长度减少到32mm。根据表2给出等级，在图13-16中显示了各个合金在不同条件下的等级。图13和图16还包括试样的屈服强度。除图14中的合金G7和图16中的G6外，这些结果证实了实施例5和实施例6中的结果，其中添加Mn、Cr、V和Ti提供了延展性和在轴向压裂测试中性能的改善。夏比测试夏比V刻痕试验是材料在失效过程中吸收能量能力的测试。发现在略微相似的合金组中，在夏比测试中的能量吸收量与轴向压裂测试中行为之间具有高度的相关性。这在图17中得以证实，该图显示了图16的压裂测试中的等级与相同材料夏比测试中吸收能量之间的相关性。除与压裂测试等级相比显示过低夏比能量的合金GO外，发现合金的夏比能量和压裂测试等级之间几乎为线性关系。此外，一般趋势是夏比能量随合金强度增加而降低。考虑表8中合金B0和B5-B9以及表9中的合金GO和G5-G9。表9的合金具有较高的Mg和Si含量，因此在时效硬化后达到比表8中的相应合金更高的强度。对以出口速度30m/min挤压成几何形状P3并在时效前空气冷却的所有合金进行夏比测试。在图18中显示了表9中的合金和表8中的相应合金之间的屈服强度和夏比能量的差异。发现在这组合金中，夏比能量随着强度增加几乎线性降低。考虑这些相关性，可认为对一组略微相似的合金进行比较，夏比测试给出了它们在轴向压裂测试中的预期相对行为的良好指示。在下面实施例8中给出这种比较。实施例8对表10中给出的合金进行测试，这些合金具有基本相同的Mg和Si含量，只是具有不同的元素Mn、Cr、V、Cu和Ti含量。合金XI是基础合金，意味着其它合金由合金XI和附加的合金化元素组成。Mg和Si含量略高于表9中合金的Mg和Si含量，这意味着表10中合金在时效硬化后的强度通常略高于表9中合金在时效硬化后的强度。表10:实施例8合金的组成<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>挤压合金的扁棒。4吏用两种不同的挤压出口速度，10m/min和40m/min。对试样进行固溶热处理，并且在时效硬化前要么水淬冷要么空气冷却。对时效硬化的材料进行单轴拉伸测试和夏比V刻痕测试。图19和20显示了在时效硬化前分别进行水淬冷和空气冷却的型材的夏比能量与屈服强度的关系。在图19和图20中两种挤压速度并未导致显著区别。根据表IO，该数据表格显示了向基础合金中恭加何种合金化元素。对于在时效硬化前进行水淬冷的型材，图19显示了在测试的合金组成之间，添加Mn+Cr对于夏比能量具有最高的正面影响，而添加Mn+V和Mn+Ti对于夏比能量具有第二高的正面影响。对于在时效硬化前空气冷却的型材在图20中发现相同的等级。添加Mn+Cr对于夏比能量具有最高的正面影响，添加Mn+V具有第二高的正面影响，而添加Mn+Ti具有第三高的正面影响。然而对于具有Mn+Cr添加的合金屈服强度最低，对于具有Mn+V添加的合金屈服强度第二低，并且对于一组其它合金包括具有Mn+Ti添加的合金屈服强度第三低。强度的这些差异可部分归因于夏比能量的差异(参见图18)。如果上述讨论的所有三种合金具有相同的屈服强度，那么可能夏比能量的等级将保持不变，但它们之间的夏比能量差异将更小。从本文中给出的实施例和讨论，可以清楚的是仔细选择合金化元素的添加例如Mn、Cr、Zr、V和Ti会显著改善A1-Mg-Si合金的延展性和压裂性能。为了性能和可加工性的最佳组合，将形成弥散体的合金化元素(Mn、Cr、Zr)与主要在固溶体中的合金化元素(V、Ti)相结合是特别有用的。这些原理对于A1-Mg-Si合金中Mg和Si含量的整个范围均是有效的。然而，为了加工能力和诸如强度和热稳定性的性能的最佳组合，如最初所讨论的选择Si6ff/Mg比例接近1.4的合金是有利的。图21显示Mg-Si图，其中画出等于1.4的Si/Mg比例，也显示了对于如权利要求中所限定的本发明实施方案特别关注的合金组成。权利要求1.具有良好延展性和改良压裂性能的Al-Mg-Si合金，该合金特别适用于车辆碰撞暴露区域中的结构部件，其特征在于该合金以重量％计含有:Mg0.25-1.2Si0.3-1.4Ti0.1-0.4，其中Ti存在于固溶体中，且其中该合金还含有一种或多种下列合金组分:Mn最多0.6Cr最多0.3Zr最多0.25，和偶存杂质，包括Fe和Zn，至多0.5，余量为Al。2.根据权利要求1的合金，其特征在于该合金还含有一种或多种下列合金组分，以重量％计Cu最多0.4优选0.3V最多0.25。3.根据权利要求1和2的合金，其特征在于该合金以重量％计含有0.1-0.3Ti，且优选0.1-0.2Ti。4.根据权利要求1-3的合金，其特征在于合金组成限定在Mg-Si图的下列坐标点内al-a2-a3-a4-al其中以重量％计，al-O.25Mg、0.55Si，a2=0.50Mg、1.OSi，a3=0.75Mg、0.75Si和a4-0.45Mg、0.40Si。5.根据权利要求4的合金，其特征在于该合金限定在坐标点bl-b2-b3-b4-bl内，其中以重量％计，bl=0.30Mg、0.60Si，b2=0.50Mg、0.90Si，b3=0.65Mg、0.75Si和b4-0.45Mg、0.50Si。6.根据权利要求5的合金，其特征在于该合金更优选限定在坐标点cl-c2-c3-c4-cl之间，其中以重量％计，cl-O.33Mg、0.60Si，c2=0.47Mg、0.80Si,c3-0.59Mg、0.70Si和c4=0.45Mg、0.52Si。7.根据权利要求1-6的合金，其特征在于该合金以重量％计含有Mn0.05-0.30Cr最多0.05Zr最多0.15。8.根据权利要求1-7的合金，其特征在于将该合金铸造成坯块，然后进行均匀化。9.根据权利要求1-8的合金，其特征在于将该合金再次加热到优选的温度，然后挤压。全文摘要具有改善的延展性和压裂性能的Al-Mg-Si合金，特别适用于车辆碰撞暴露区域中的结构部件。该合金以重量％计含有Mg0.25-1.2；Si0.3-1.4；Ti0.03-0.4，其中Ti存在于固溶体中，且其中该合金还含有一种或多种下列合金组分Mn最多0.6；Cr最多0.3；Zr最多0.25，以及偶存杂质，包括Fe和Zn，至多0.5，余量为Al。文档编号C22F1/05GK101384741SQ200780005879公开日2009年3月11日申请日期2007年2月16日优先权日2006年2月17日发明者J·罗塞特,O·赖瑟,T·富鲁,U·通达尔申请人:诺尔斯海德公司