技术领域
[0001] 本
发明涉及一种基于
铝、镁和
铁的
铸造合金，特别是用于车辆结构部件。
现有技术[0002] AlFe类型的合金通常是已知的，并且根据一些参考文献，被认为是所谓的8000系列合金——可
锻造合金的一组
铝合金。此外，许多出版物提到了金属间AlFe材料，也称为铁铝化物，其含有高的铁含量和其他
合金元素。这些材料不是铸造材料。它们用于粉末
冶金(例如用于表面涂覆)、
烧结工艺、3D打印方法等。根据应用，可提及诸如可磁化性、耐热性或高耐
腐蚀性的性能。
[0003] AlFe合金领域的
专利文献指出该合金用于金属板、挤出产品、涂层技术的用途以及该合金在粉末产品中的用途。此时可提及US 8 206 519 B2、US 7 462 410 B2、US 2006 0 213 590 A1和DE 60 320 387 T2作为可
锻造合金产品领域中的多个专利出版物的代表。
AlFe合金的另一个用途领域是用于信息存储的
磁性部件。在所述用途领域中，通过选择性添加合金元素，可铸性和材料特征值的影响都不起作用。
[0004] 在铸造合金领域，特别是
压铸合金领域，主要使用合金体系Al-Si和Al-Mg-Si。
申请人本身在研发用于
汽车工程的压铸合金领域已经多年。此时可以提及EP 1 443 122 B1和EP 1 612 286 B1作为相应数量的已经授权的专利的代表。这两项保护权均涉及用于结构部件的AlSi9Mn合金，并且即使在铸造状态下也具有良好的材料特征值。
[0005] 汽车工业的轻质结构需要简单、稳健的制造工艺。在结构部件的情况下，这尤其意味着免除
热处理。以这种方式，不仅节省了制造工艺步骤，而且还节省了由于无法避免的
变形而通常必须进行的调整工作。此外，需要能够在190℃及以上的
温度下进行
表面处理工艺而不影响合金材料特征值。其他要求在于合金具有简单的加工性，这包括简单的可熔性、铸造期间的低粘附趋势或返回材料(return material)的简单处理。除了简单的制造工艺外，合金成本也起着相当大的作用。本文中，需要一种不含昂贵合金元素的合金。此外，存在使用二次原材料(例如再生铝)的可能性，因为可以以这种方式相应地保护资源。
发明内容
[0006] 本发明的目的是提供一种基于铝-镁-铁的铸造合金，其满足至少一个上述要求。
[0007] 根据本发明，该目的通过以下铸造合金实现：铁
[0008] 镁0.01-9.0重量％
[0009] 锰0-2.5重量％
[0010] 铍0-500ppm
[0013] 锶0-0.8重量％
[0014] 磷0-500ppm
[0016] 锌0-10重量％
[0017] 0-0.5重量％的选自铬、镍、钼、锆、
钒、铪、
钙、镓和
硼的一种元素或一组元素，[0018] 其余为铝和不可避免的杂质。
[0019] 本发明的优选
实施例在从属
权利要求中示出。
[0020] 在一个实施方案中，铸造合金的铁含量为1.0-2.4重量％的铁。
[0021] 在另一个实施方案中，铸造合金的铁含量为1.4-2.2重量％的铁。
[0022] 在一个实施方案中，镁含量为0.3-7.0重量％的镁。
[0023] 在另一个实施方案中，铸造合金的镁含量为2.0-7.0重量％的镁。
[0024] 在另一个实施方案中，铸造合金的镁含量为3.0-5.0重量％的镁。
[0025] 在一个实施方案中，锰含量为0-0.6重量％。
[0026] 在一个实施方案中，铍含量为0-100ppm。
[0027] 在一个实施方案中，锶含量为0-0.03重量％。
[0028] 在一个实施方案中，锌含量为0-0.5重量％。
[0029] 在一个实施方案中，磷含量为0-50ppm。
[0030] 在一个实施方案中，铜含量为0-0.2重量％的铜。
[0031] 在一个实施方案中，钛含量为0-0.1重量％。
[0032] 在一个实施方案中，硅含量为0-0.4重量％。
[0033] 本发明的合金优选地用于压铸，特别是用于汽车工程中的压铸结构部件。
[0034] 如果下文提到铸造合金，则其包括合金，特别是用于压铸、锭铸或或砂铸的合金。
[0035] 本发明的合金基于迄今尚未用于汽车工程的铸造合金的合金体系AlFe。该体系同样是可延展的，并且可以通过镁
固化而不产生三相AlMgFe。Al-Al3Fe共晶用于本发明的合金，由此该合金变得适于铸造。Al3Fe共晶具有已知的异常结构。其
凝固形态同样记载于文献中。
[0036] 根据Daimler specification DBL 4918，除了
基础元素铝、铁和镁之外、不含其他元素时，本发明的合金可以实现70MPa的
屈服强度、20％的断裂伸长率和90°的弯曲
角度。该组合物的特征同样在于高
导电性和导热性。
[0037] 从AlMgFe
相图可以得出，在镁含量为0-9重量％且铁含量为0-3重量％时，产生Al3Fe相。此外，已知形成Mg5Al8相，其通常被指认为Al3Mg2。该相由较高的Mg含量产生。从327℃开始，镁在铝中的
溶解度为足以溶解超过7重量％的镁。因此，对于本发明的合金，不能期望生产含镁的相。已知对于高达7％Mg含量的二元AlMg合金，没有实现明显的沉积硬化，这同样可以在本研究中得到证实。AlMg共晶在约35％Mg的比例下存在，并且在本发明的合金中不起作用。不能期望三元相AlMgFe。
[0038] 选择铁的比例使得存在足够的共晶Al-Al3Fe并形成精细的金属间相。添加镁以设定所需的强度。
[0039] 在文献中指出了铁的减缩效果。此外，以0.4重量％的含Si合金生产无硅Al3Fe共晶。可以在Al相中发现硅，并且不形成AlFeSi相。这些相关性可以在本研究中得到证实。因此，应注意保持硅含量足够低，即约0.2重量％，因为否则会形成AlFeSi相并且可以预期材料的脆化。此外，错误的硅含量(例如太高的硅含量)导致在加热炉中形成沉渣，因此导致合金制造中的问题。由于杂质，即使Mg2Si作为稳定相与硅结合，基本上可以在有限的程度上出现这种相。
[0040] 本发明的合金基本上可以广泛地使用，但旨在用于汽车工程中的结构部件。因此，即使在铸造状态下也可以实现对与碰撞相关的结构部件的需求。它与迄今使用的合金在一系列的点上有显著不同。本发明的合金较高的时间
稳定性和
热稳定性是有利的。可以使用400℃下长达1小时(1小时)的热处理，而对在状态F下实现的材料特征值不产生显著影响。
只有在500℃的温度下才能检测到第一个偏差。已知的AlSi10MnMg或AlMg5Si2Mn类型的合金通常在400℃下
热压1小时后显著改变其特征值。
[0041] 此外，本发明的合金的特征在于在铸造状态下良好的
铆接能
力，这同样是迄今为止市场上的任何合金都不能实现的。
[0042] 可以确定具有低镁含量、小于0.5重量％镁的合金组合物具有大于25m/(Ωmm2)[米/欧姆平方毫米]的高导电率。使用热处理可以进一步提高这些值。
[0043] 其他元素是可能的。
[0044] 锰在一定程度上有助于提高强度，并且可以将脆性AlFeSiβ相转化为不太不利的AlMn-FeSiα相。铍降低了熔体
氧化的倾向。在铸造厚壁部件期间，主要使用钛-硼晶粒细化剂。在本发明的合金的一个实施方案中，加入铜和/或锌，这显著影响合金的强度。发生硬化，材料由于添加铜和/或锌而对热处理起反应。时间强度和耐热性受到影响。只有在要求屈服强度为150MPa或更高时，才应选择铜和/或锌元素。在高的锌比例下，在T6热处理之后可以实现超过400MPa的屈服强度。
[0045] 盐雾测试(ISO 9227)和
晶间腐蚀测试(ASTM G110-92)用于研究腐蚀倾向。选择本发明的合金的组成，使得在无铜和无锌变体的情况下可以实现良好的
耐腐蚀性。铜和锌可能会降低耐腐蚀性。
[0046] 对比例
[0047] 下文比较本发明的合金的示例性实施方案(合金变体A、B、C和D)的组成。细节以重量％计。使用这四种合金在3mm压铸板上测量机械特征值(Rm、Rp0.2、A5和弯曲角度)。在每种情况下，示出了8次拉伸测试的平均值。
[0048] Mg Fe Si Mn Cu Zn
变体A 0.01 2.01 0.03 0.01 0.003 0.01
变体B 0.48 2.10 0.04 0.01 0.003 0.01
变体C 3.94 1.63 0.04 0.01 0.003 0.01
变体D 6.01 1.56 0.04 0.33 0.003 0.01
[0049] Ti B Sr P Be
变体A 0.006 0.000 0.000 0.0005 0.000
变体B 0.006 0.000 0.000 0.0006 0.000
变体C 0.002 0.000 0.000 0.0008 0.004
变体D 0.006 0.004 0.030 0.0006 0.003
[0050] 得到的结果
[0051] 状态F(铸造状态)
[0052] Rm[N/mm2] Rp0.2[N/mm2] A5[％] 弯曲角度[°]
变体A 147 73 20.2 91
变体B 169 82 15.3 68
变体C 248 120 14.9 60
变体D 285 150 9.3 45
[0053] 弯曲角度根据Daimler specification DBL 4918测定，并且为材料的铆接能力的量度。
[0054] 合金变体B在铸造状态下实现了26.1m/(Ωmm2)的导电率。在500℃下热处理1小时后，可以测得29.2m/(Ωmm2)。
