高耐腐蚀和耐热铝合金的制作方法

高耐腐蚀和耐热铝合金
1.本发明涉及高耐腐蚀铝合金，尤其是旨在用于制造汽车空调管的合金，所述空调管用作热交换器管或制冷剂输送管或一般流体输送管。合金在高温下也具有改进的抗点蚀性，并且具有增强的机械性质，尤其是在弯曲和端部成形中。
2.现在，用于汽车热交换部件的铝合金材料的引入是广泛的，其应用包括发动机冷却和空调系统两者。在空调系统中，铝部件包括冷凝器、蒸发器和制冷剂路径线或流体输送线。在使用中，这些部件可能经受包括机械负载、振动、石头撞击和道路化学品(例如，在冬季驾驶条件期间的盐水环境)的情况。aa3000系列型铝合金由于其相对高的强度、重量轻、耐腐蚀性和可挤出性的组合，发现其在这些应用中具有广泛的用途。然而，aa3000系列合金(如aa3102、aa3003和aa3103)在经受腐蚀环境时会遭受广泛的点蚀，导致汽车部件的失效，特别是在高温下。为了能够满足日益增长的汽车系统更长寿命的目标/要求，已经开发了具有显著更好的耐腐蚀性的新合金。
3.尤其是对于冷凝器管，已经开发了
‘
长寿命’合金替代物，例如在us-a-5,286,316和wo-a-97/46726中公开的那些。这些出版物中公开的合金是冷凝器管中使用的标准aa3102或aa1100合金的替代物，即相对低机械强度的挤出的管材料。由于冷凝器管的改进的腐蚀性能，腐蚀焦点已移向下一失效区域，即歧管和制冷剂输送管线。另外，由于更大程度地暴露于道路环境，使用更多的车辆下管道运行(例如后部气候控制系统)的倾向需要改进的合金。流体输送管线通常通过挤出和最终精密拉拔在若干步骤中制成最终尺寸，并且用于该应用的主要合金是aa3003和aa3103，其具有比aa3102合金更高的强度和刚度。因此，对具有与aa3003/aa3103合金相似或更好的加工灵活性和机械强度，但具有与所用钎焊循环无关的改进的耐腐蚀性的铝合金的需求产生了新的要求。
4.ep1155157描述了耐腐蚀铝合金，除了一些量的si、cn、mg、cr和ti之外，其还含有相对大量的mn、fe和zn。耐腐蚀合金的实例由以下组成：0.05-0.15重量%的硅、0.06-0.35重量%的铁、0.01-1.00重量%的锰、0.02-0.60重量%的镁、0.05-0.70重量%的锌、0-0.25重量%的铬、0-0.20重量%的锆、0-0.25重量%的钛、0-0.10重量%的铜、至多0.15重量%的其它杂质，各自不大于0.03 %。该合金不具有本发明的合金的耐高温性，本发明的合金另外具有改进的可成形性，尤其是可拉拔性，并且在高温下也具有耐腐蚀性。


技术实现要素：

5.本发明的目的是提供可挤出、可拉拔和可钎焊的铝合金，该铝合金具有改进的耐高温性，并适用于薄壁、流体输送管线。本发明进一步的目的是提供适用于热交换器管或挤出件的铝合金。本发明的再一个目的是提供在弯曲和端部成形操作期间具有改进的可成形性的铝合金。
6.本发明提供了挤出的管合金，其具有与3103/3003型合金类似的机械强度，但在热处理期间对微观结构变化具有更大的耐性，由于元素的重新定位，微观结构变化将对腐蚀性能具有不利作用，元素主要将在晶界处沉淀并从而促进晶间腐蚀(igc)。通过用扩散速率慢得多的cr代替一些mn含量，挤出的产品在随后的加工期间呈现更稳定的微观结构。cr的
加入与mn含量平衡以达到目标机械强度水平。mn/fe比率应优选》2以确保耐腐蚀合金的金属间特性的有益化学性质。
7.在钎焊过程期间，almnfesi合金的较小弥散体比almnfecrsi合金变体溶解的程度更大，这将具有双重结果；溶解的元素在冷却期间将主要重新定位在晶界处，并且机械性质将由于这种类型的变化而降低。将cr引入颗粒中将稳定微观结构，并且对于大规模生产，热处理(钎焊、退火)的作用将更加可预测。
附图说明
8.下面将通过实施例并参考附图进一步详细描述本发明，其中：图1a显示钎焊循环对根据现有技术的almnfesi合金的颗粒分布的作用，和图1b显示钎焊循环对根据本发明的almnfecrsi合金的颗粒分布的作用。
9.图2显示对于根据现有技术的合金a (上曲线)和对于根据本发明的合金b (下曲线)的坑深度作为时间的函数。
10.图3显示合金b与合金a相比的强度和伸长率。
具体实施方式
11.本发明提供了铝基合金，所述合金由以下组成：0.05-0.2重量%的硅，0.01-0.3重量%的铁，《0.10重量%的镁，0.2-0.6重量%的锰，0.15-0.5重量%的锌，0.25-0.5重量%的铬，0.05-0.2重量%的钛，≤0.2重量%的v，至多0.05重量%的其它杂质，各自不大于0.05重量%，以及余量的铝。mn/fe比率应优选大于2，以确保耐腐蚀合金的金属间的有益化学性质。
12.现在将描述限制各合金元素的原因。
13.锰含量应为0.2-0.6重量%，优选0.3-0.45重量%。锰的加入有助于强度，然而，主要的一点是降低锰对最终退火期间含锰相的沉淀的负面作用，含锰相的沉淀导致更粗的最终晶粒尺寸并增加沉淀物在晶界处重新定位和发展igc的风险。
14.镁的含量应低于0.1重量%，因为它对降低的可挤出性有强烈的作用。加入高于0.1重量%也与惰性气体钎焊中的良好钎焊性不相容。
15.考虑到锌的污染作用(例如，即使小的锌浓度也会对aa6000系列合金的阳极化性质产生负面影响)，该元素的水平应该保持低，以使合金更加可回收利用，并节约铸造厂的成本。锌对耐腐蚀性具有强的正面作用，如果加入0.15-0.50重量%，则促进侧向腐蚀，但由于以上给出的原因，锌的量优选在0.15-0.35重量%之间，更优选0.20-0.30重量%。
16.根据本发明的合金的铁含量应在0.01-0.3重量%之间。通常，低铁含量对于改进的耐腐蚀性是期望的，因为其减少通常产生点蚀侵蚀位点的富铁颗粒的量。从铸造厂的观点来看，较低含量的fe可能难以实现，并且还对最终晶粒尺寸具有负面影响(由于较少的富铁颗粒充当再结晶的成核位点)。为了抵消合金中相对低的铁含量的负面作用，必须加入其它元素以用于晶粒结构细化。优选的铁含量为0.01-0.3重量%，优选0.10-0.20重量%，得到优异的腐蚀性质、良好的可成形性、最终晶粒尺寸和铸造厂能力的组合。
17.硅含量在0.05-0.2重量%之间，更优选在0.06-0.1重量%之间。为了控制和优化almnfecr/almnfecrsi型颗粒(初级和次级颗粒两者)的尺寸分布，并从而控制最终产品的可成形性和晶粒尺寸，将硅含量保持在这些限度内是重要的。
18.铬在热处理(例如钎焊)后增加了期望的机械强度和耐腐蚀性。然而，铬的大量加入由于形成粗的初级颗粒而降低可挤出性，并且负面影响管的可拉拔性。含量应为0.25-0.5重量%，优选0.27-0.35重量%。
19.通过加入0.05-0.2重量%之间的具有包晶性质的钛，可以获得对耐腐蚀性的进一步优化。
20.钒增加了包晶元素(例如钛)对腐蚀的积极作用，并且可以加入至多0.2重量%。优选v含量为0.05-0.2重量%。
21.元素ti和v通过包晶性质增强耐腐蚀性能。ti和v是包晶元素，并因此是取代的。ti和v的组合含量扩展总固溶度，并且应优选符合下式：0.1重量% 《 ti + v 《 0.3重量%。
22.低含量的cu和ni对于耐腐蚀性是关键的，因此这些元素的含量优选≤0.01重量%。铜还对可挤出性具有负面作用，即使是少量加入。
23.zn的含量可以是至多0.5重量%，较高的含量将降低可回收性，并因此与环境可持续性相冲突。优选的zn含量为0.15-0.5重量%。
24.cr在某种程度上将取代mn，形成更稳定的微观结构。含量应为0.25-0.35重量%，优选0.27-0.35重量%。
25.在图1中证明用cr代替mn的作用，显示弥散体的尺寸分布，其中与暴露于相同钎焊循环的almnfecrsi变体(参见表1)的变化相比，almnfesi变体(合金aa3003)在钎焊前后沉淀物数量的变化(分别为较高和较低的条形)是显著的。
26.在图2中，比较了在表2中的组合物a (参考)和b (根据本发明的)的管上测量的坑深度。如图2所见，根据本发明的合金a的组合物比包含mg但不含cr的合金b具有更好的耐腐蚀性。
27.在图2中，比较了合金a和b (o热处理状态(o-temper)下生产)的耐腐蚀性。可以看出具有较高的cr含量(合金b为下曲线)。
28.在图3中，比较了合金a和b的强度和伸长率。如可以看到的，合金b的强度稍高于合金a的强度。
29.该合金已经以传统方式通过挤压锭的dc铸造来制备。注意，合金的组成以重量%表示，考虑到这些合金中的每一种可以含有至多0.05重量%的附带杂质。选择具有不同量的不同主要元素的组合物。
30.均化温度应在550-620℃范围内，其中浸泡时间在1-10小时范围内，其中所得电导率在30-50% iacs范围内。