技术领域
[0001] 本
发明涉及用于具有提高的热
稳定性的部件的
铝合金。由所述合金制成的部件的特征在于在暴露于高热后仍具有高强度和高硬度。本发明的铝合金特别适用于通过
挤压、
锻造或在永久模具中
铸造制造前述类型的部件，以及适用于通
过热接合方法进一步加工由此制备的部件。本发明进一步涉及通过所述合金制造的部件，并且涉及该铝合金用于制造部件，特别是用于
汽车工业的部件的用途。
背景技术
[0002] 挤压和模铸是形成铝合金最经济的两种方法。
[0003] 在挤压中，设计方案主要受合金类型、可用加工
力和施压方向的影响和限制。通过
挤压成型的另一个重要参数是压制
温度，该温度的高低受特定合金组成，特别是受其对热应用的耐受性的限制。由于在成型过程中可能发生合金的局部加热，特别是在模具入口边缘区域可能会发生部分
熔化，这会影响挤压产品的机械性能。
[0004] 在高
压铸造中，设计限制主要受期望的最简单可能的部件几何形状的影响，因为该方法需要在不使用可插入芯的情况下实现。
[0005] 挤压零件的
质量不仅取决于机器设置和工具设计(模具几何形状)，而且主要取决于所选择的合金系统。特别是，AlMn(Cu)和AlMgSi合金系统被广泛用于挤压产品(F.OSTERMANN：“Anwendungstechnologie Aluminium”，第3版，第456-457页，柏林2014)。在永久模具工艺中，特别是在压铸中，化学组成和微观结构同样对于与技术应用方面相关的后期部件性能起着至关重要的作用。
[0006] 在通过锻造成型时，同样，由于
变形能量(特别是在成型速率过高的情况下)可能会发生温度升高。在这种情况下，
工件可能发生局部过热，这会对微观结构和机械性能产生不利影响。采用这种成型工艺，同样，合金组成的影响也是至关重要的。
[0007] 即使在设计锻件时，也采用与工艺相关的设计规则，这限制了设计方案。
[0008] 如上所述，上述成型方法(挤压、模铸、锻造)中，可能由于技术或经济原因，设计
自由度受到限制。
[0009] 然而，特别是在汽车工业中，正在使用越来越复杂的部件和部件组，这些部件和部件组不能通过诸如挤压或模铸的成型工艺生产，或不能通过所述工艺经济地生产。
[0010] 通过进一步开发合适的接合方法，特别是
焊接或
软钎焊/
硬钎焊，大大扩展了由铝合金制成的部件的应用，这是由于以这种方式可以生产更复杂的部件和部件组。
[0011] 由于这种连接通常采用诸如焊接或软钎焊/硬钎焊等热接合工艺，所以在这些热接合工艺中发生的热
应力条件下材料的可靠性及其稳定性是至关重要的。材料对短期
热应力的耐受性在意外加热的情况下以及在对结构进行预期加热的情况下(例如在软钎焊/硬钎焊或焊接中)都很重要。
[0012] 一般来说，过去，人们越来越关注在高
精度部件中使用的高加工温度和操作温度下具有显著高温强度的铝合金的开发。特别是在汽车工业中，特别是，对在通过涉及暴露于可能的最高的温度的方法进行处理之后的强度和硬度方面的材料稳定性存在需求。
[0013] 在这种情况下，对于适用于在经过生产过程后不需要进一步
热处理便可获得所需机械性能的部件的铝合金的需求日益增加。
[0014] 同样，由于不断增加的操作温度，例如在诸如
活塞的
发动机部件中，对热应力增加的耐受性也是至关重要的。对于这一应用领域，除了其它所需的性能，如高
耐磨性、低
密度、低
热膨胀性和良好的可铸性之外，还要求在高温下有利的强度特性。迄今为止，只有用具有较高Si含量和Cu的混合物的
铸造合金才能满足这些要求。然而，由于这些合金易于形成空气夹杂物，所以它们几乎不适用于压铸工艺。
[0015] 术语高温强度通常被理解为意指材料在升高的温度下的强度。特别是2xxx型合金(AlCu)表现出高温强度方面的最高值。除此之外，通过增加Si、Cu、Ni或Fe的量来实现高温强度，然而，由此导致机械性能(例如
断裂韧性)的劣化(F.OSTERMANN，上述引文，第300-303页)。
[0016] 在较高的温度下，不仅可能发生微观结构的不可逆改变，并因此使强度不可逆地降低，而且还可能发生其中材料或部件缓慢塑性变形的蠕变过程。在3xxx、5xxx和6xxx合金系统的合金(F.OSTERMANN：“Anwendungstechnologie Aluminium”，第3版，第300-304页，柏林，2014年)中可以找到具有有利的蠕变性能的铝材料。对于诸如焊接或软钎焊/硬钎焊等接合技术，通常使用4xxx型铝合金。
[0017] 通常，所需的机械性能，特别是高硬度，是通过向合金中添加
铜或锌来实现的。另外，由于硬化效应，这些合金经受热处理以实现机械性能的改善。在此，形成亚稳相以抵抗施加力时的位错运动。或者，使用Al-Mn合金。
[0018] 合金的可软钎焊性/可硬钎焊性的前提条件是材料的固相线温度高于
焊料的液相线温度。在硬钎焊中，
工作温度通常为440-600℃；在软钎焊中，工作温度低于440℃。
[0019] 硬钎焊工艺的温度曲线显著影响机械性能。当使用靠近固相线的温度时，这导致材料
软化。强度的增加只能通过随后的利用结构的快速冷却的自然或人工时效硬化来实现。
[0020] 可硬钎焊的铝合金的数量非常有限。这是上述状况的结果，即材料的固相线温度必须高于硬钎焊料的液相线温度。普通的Al-Mn合金不易受热影响，但在接近固相点的加工温度下，它们也表现出硬度稳定性方面的
缺陷。
[0021] 此外，已知用于高温应用的铝合金包括添加
稀土金属(例如Sc、Er)的
合金元素。这些稀土金属在铝基体中形成弥散体(例如Al3Er型)，这意味着在升高的工作温度下改善机械性能。从EP 2 110 452 A1中可知这种合金，该合金具有高Cu含量(1.0-8.0重量％)但不含Zn。
发明内容
[0022] 鉴于上述要求，本发明的目的是提供一种铝合金，其适用于挤压、锻造和在永久模具中铸造(特别是高压铸造)，并且易于铸造并且在铸造状态和短时间施加高热时具有高硬度。此外，所述合金具有良好的接合性能，特别是良好的硬钎焊性和高耐
腐蚀性。此外，所述合金适用于生产汽车工业的部件，特别是具有增加的高温强度的部件。
[0023] 这些目的通过根据主
权利要求的铝合金和
从属权利要求中
指定的实施方式以及使用本发明的铝合金制造的部件来实现，并且所述部件可选地通过接合工艺，特别是热接合工艺，进一步加工。
[0024] 使用本发明的合金组合物，不仅可以在挤压
型材中，而且也可以在锻件和压铸件中在制造状态或铸造状态下以良好的硬度值获得高的
热稳定性。因此该合金特别适用于生产用于汽车工业的温度应力部件和/或通过接合方法(特别是诸如硬钎焊或焊接的热接合工艺)进行进一步加工。(由于合金的热稳定性增加，挤压工艺或其他成型工艺可以以更高的加工速度或更高的压力进行，而工件中不会出现局部过热。)
[0025] 本发明的合金具有以下组成：
[0026] 0.2-1.8重量％的Si
[0027] 0.2-1.8重量％的Mg
[0028] 0.3-2.5重量％的Mn
[0029] 0.2-1.5重量％的Fe
[0030] 0.05-0.75重量％的Zr
[0031] 0.03-0.18重量％的Ti。
[0032] 另外，所述合金还可以任选地以下面所示的比例含有一种或多种以下元素：
[0033] 最高0.1重量％的Cr
[0034] 最高0.05重量％的Cu
[0035] 0.2-1.8重量％的Zn
[0036] 0.02-0.5重量％的Er。
[0037] 此外，所述合金可以任选地含有0.01-0.2重量％的含Ti和B的晶粒细化剂。所述合金指定的组成不受影响。当制备含有所述组成的铝中间合金形式的合金时，优选加入所述晶粒细化剂。
[0038] 余量由铝和不可避免的杂质组成。这些杂质的比例优选为最高0.05重量％(单个)或最高0.15重量％(总计)。
[0039] 令人惊讶的是，已经发现将Cu含量限制到最高0.05重量％防止合金的固相点降低到610℃以下。优选地，将Cu含量限制为最高0.03重量％。
[0040] 此外，发现通过将Mn含量调节在0.3-2.5重量％范围内，优选在0.8-1.5重量％的Mn的范围内，更优选1.2-1.5重量％的Mn，可以确保高温下的高尺寸强度，因此在脱模期间很少或不会发生
翘曲。此外，在通过铸造方法，特别是压铸进行生产的情况下，根据本发明采用的Mn含量防止模具中的任何粘附并确保脱模性。
[0041] 此外，已经令人惊讶地发现，通过将
铁/锰的比率(基于重量百分比)设定在0.5-0.7的范围内，特别是0.6-0.7的范围内，改善了合金的可铸性。如果Fe/Mn的比率为2:3(＝
0.67)，则是特别有利的。
[0042] 优选的
硅含量为0.6-0.8重量％，特别是0.7重量％。关于Si含量，还发现将Si/Mg的比率调整到0.9-1.1的范围内对合金的硬度和其可铸性具有有利作用。为了获得最佳的硬度和可铸性，优选地应保持1:1的Si/Mg的比率。
[0043] 优选的锆含量为0.08-0.35重量％，特别是0.1-0.3重量％。关于Zr含量，还发现如果Ti/Zr的比率在0.15-1的范围内，优选1:4(＝0.25)，则可以进一步提高合金的热稳定性和可铸性。
[0044] Fe含量为0.2-1.5重量％，优选0.2-1.0重量％，特别是0.2-0.8重量％。如上所述(Fe/Mn的比率)，优选根据Fe含量调整Fe含量。
[0045] Mg含量在0.2-1.8重量％的Mg的范围内，优选0.2-1.2重量％，特别是0.2-0.9重量％，更优选0.7重量％。
[0046] 如上所述(Si/Mg的比率)，优选根据Si含量来设定Mg含量。
[0047] Ti含量在0.03-0.18重量％的范围内，优选在0.05-0.1重量％的范围内。如上所述(Ti/Zr的比率)，优选根据Zr含量来设定Ti含量。
[0048] 此外，令人惊讶地发现，通过添加铒(Er)，可以进一步提高合金的热稳定性。根据优选的实施方式，本发明的合金由此含有铒作为另一合金元素。通过添加0.02-0.5重量％的铒实现期望的效果。优选地，该比例为在0.02-0.3重量％Er的范围内。
[0049] 此外，令人惊讶地发现，通过添加锌(Zn)，可以进一步提高合金的热稳定性。根据优选的实施方式，本发明的合金由此含有锌作为另一合金元素。任选的Zn含量在0.2-1.8重量％Zn的范围内；优选为0.4-0.8重量％，特别是0.5-0.7重量％。根据另外的实施方式，Zn含量在0.4-1.2重量％的范围内，优选0.6-1.2重量％，特别是1重量％。
[0050] 此外，令人惊讶地发现，当组合使用合金元素Zn和Er时可以进一步提高热稳定性。特别地，通过组合添加0.02重量％-0.5重量％的Er和0.2-1.8重量％的Zn，优选0.4重量％-
0.8重量％的Zn，可以实现这种提高。
[0051] 优选地，对本发明的合金进行晶粒细化，其中使用含Ti和B的晶粒细化剂。在本发明的合金中的晶粒细化剂的比例优选为0.5-2kg/t，更优选为1.5kg/t。
[0052] 优选地，含Ti和B(余量：铝)并且在合金生产期间以优选0.5-2kg/t，特别优选1.5kg/t的比例添加的铝中间合金被用作晶粒细化剂。在该Al中间合金中，Ti和B基本上以晶体或颗粒形式被包含，其可以用作结晶核(例如ΤiΒ2、Αl3Τi、ΑlΤi5Β1、ΑlΤi6)。
[0053] 优选地，所述中间合金包含2.7-3.2重量％的Ti，特别是2.9-3.1重量％的Ti和0.6-1.1重量％的B，特别是0.8-0.9重量％的B，在每种情况下，铝为余量。
[0054] 此外，所述中间合金中Ti/B的重量比优选为2.5-3.5，特别是3:1(＝3.0)。
[0055] 本发明的铝合金和由其制造的部件的特征在于它们具有至少55HBW5/250，优选至少65HBW5/250，更优选至少80HBW5/250的布氏硬度。
[0056] 本发明的铝合金和由其制成的部件的进一步特征在于，固相线温度≥610℃，特别是≥630℃。
[0057] 根据应用或需求特征，本发明的合金可以任选地经历热处理。该热处理优选在325-425℃，特别是350-400℃范围内的温度下进行2-42小时，特别是6-24小时的时间段。随后进行空气冷却，或者将热处理过的合金在合适的气体(例如空气或惰性气体)或液体介质(例如
水或油)中骤冷。优选的热处理是在350-400℃下处理6-24小时，然后空气冷却。
[0058] 本发明的合金可以用于制造用于不同应用的部件，优选用于汽车工业中的应用。本发明的合金，特别是热处理的合金(参见上文)适用于生产经受高操作温度(例如高达250℃或高达300℃)的部件(例如，发动机部件或变速箱部件，如活塞、
气缸盖、发动机缸体、变速箱壳体、
热交换器)。
[0059] 此外，本发明的合金特别适用于通过热接合方法，例如软钎焊/硬钎焊(特别是硬钎焊)或焊接，进行进一步加工的部件。本发明的合金适用于例如在汽车工业和HVAC技术中使用
助熔剂对铝部件进行软钎焊/硬钎焊，以及用于软钎焊/硬钎焊炉中的工艺；特别是用于制造热交换器。
[0060] 因此，本发明扩展到由上文更详细地定义的合金制备的部件。优选地，通过在永久模具中铸造，特别是通过压力铸造，或通过挤压或通过锻造来制造这些部件。必要时，可以通过其他方法，特别是热接合方法(例如软钎焊/硬钎焊、焊接)或通过锻造来进一步加工部件，以获得具有复杂几何形状的复杂组件或部件。
[0061] 通常，如果需要，可以通过对部件进行人工老化来进一步提高由本发明的合金制成的部件的耐热性。另外，通过这种热处理可以实现布氏硬度的增加。
[0062] 令人惊奇的是，已经发现，可以通过在150-240℃，优选180-220℃，特别优选200℃下进行4小时-72小时，优选8-24小时，更优选8-12小时的热处理进一步提高在制造条件下用本发明合金制造的部件的高硬度(通常，在50-70HBW 5/250的范围内)。在该热处理之后，部件具有增加的布氏值(HBW5/250)，其通常相当于初始值(热处理之前)的1.1-1.5倍。甚至可以更进一步提高硬度。
[0063] 通过进行如上所述的热处理，可以获得具有至少70，优选至少80的布氏硬度(HBW5/250)的部件。优选地，如此制备的部件具有在70-120范围内，特别是在75-95的范围内的布氏硬度。
[0064] 本发明的合金和由其生产的部件特征在于在高温下即使长时间暴露也具有高热稳定性。结果，在这样的温度条件下，机械性能，尤其是硬度，基本稳定。
[0065] 在高温影响下，由本发明的合金制成的部件在硬度(布氏硬度)随温度变化方面通常表现出下述行为：
[0066] -部件在150-240℃，优选180-220℃，特别优选200℃下热暴露4小时-72小时，优选8-24小时，更优选8-12小时的时间段，通常导致硬度增加。由于这种增加，部件具有相当于初始布氏值(HBW5/250)的至少1.1-1.5倍的布氏值。即使延长热处理(例如多于3天，长达30天，甚至更久)，也不会对部件的硬度或其他机械性能产生不利影响，该延长热处理例如可能在部件使用期间或者在部件的使用条件下发生。
[0067] -如果在上述指定的温度下长时间进行热暴露(>3天，特别是4天，甚至更久，例如30天)，则部件之后表现出相当于初始布氏值(HBW5/250)的至少1-1.3倍的布氏硬度。优选地，即使在上述温度下延长施加热(3天或更久，特别是4天或更久，例如30天)，硬度也不会降低。除非如上所述达到硬度增加，否则至少基本保持初始的硬度性能。
[0068] -部件在260-350℃，优选280-320℃，特别优选300℃下热暴露4小时-72小时，优选8-24小时，更优选8-12小时的时间段仅会导致硬度略微下降。通常，在该热处理之后，布氏硬度仍将达到初始值的80-95％(即，基于制造状态)。优选地，即使在上述温度下延长施加热(3天或更久，特别是4天或更久，例如长达30天)，布氏硬度也不会发生进一步的变化(即，硬度基本保持恒定在初始值的约80-95％)。
[0069] 本发明的合金的另一个重要且有利的性质是，由此生产的部件可以短暂地暴露于接近固相点的温度，而不会由此导致硬度或其他机械性能的显著恶化。因为例如通过热接合方法(特别是硬钎焊或焊接)进一步加工时，部件暴露于这种热负荷，因此这种热稳定性具有实际重要性。
[0070] 使用本发明的合金制备的部件可以短暂地(≤30分钟，优选≤20分钟，特别是≤15分钟)经受400-650℃，优选400-620℃，特别是400-610℃的温度，而不会由此导致其机械性能，特别是其硬度的相关劣化。如上所述暴露于热后，仅观察到硬度略微下降。一般来说，在这样短暂的热暴露后，布氏硬度仍达到初始值的70-95％(制造状态)。
[0071] 本发明的合金和由其制成的部件因此满足上述要求，特别是有关于暴露于高热时的热稳定性。
[0072] 本发明的铝合金首先适用于通过压力铸造、锻造或挤压来制造用于汽车工业的部件，其中所述部件可以任选地通过接合工艺进一步加工，特别是通过热接合工艺进一步加工。
[0073] 本发明的铝合金可以优选用于生产在制造期间、进一步加工或随后使用时经受提高的温度要求的部件，例如发动机或变速箱部件(例如活塞、气缸盖、发动机缸体、变速箱壳体等)、热交换器以及底盘部件和
车身部件。
[0074] 本发明的铝合金可以通过本领域技术人员已知的方法制备，通常通过制备具有对应于本发明的上述合金组合物的组成的熔体。如上所述，合金元素Ti和B优选在合金生产过程中以中间合金的形式加入。
[0075] 本发明的合金优选使用垂直连续铸造法来制备。通过用惰性气体预先对熔体进行气体处理，确保足够的熔体质量及生产贫氢铸造产品；这也是在暴露于热时获得高硬度稳定性的重要前提条件。用惰性气体处理金属熔体的方法是本领域中已知的。
[0076] 根据优选的实施方式，合金在其制备之后经受任选的热处理。该热处理优选在325-425℃，特别是350-400℃范围内的温度下进行2-42小时，特别是6-24小时的时间段。随后进行空气冷却，或者将热处理过的合金在合适的气体(例如空气或惰性气体)或液体介质(例如水或油)中骤冷。优选的热处理是在350-400℃下进行6-24小时，然后进行空气冷却。
[0077] 使用本发明的合金，也可以通过已知方法，优选通过挤压、在永久模具中铸造(特别是压铸)和/或锻造制造部件。可选地，部件可以通过接合方法(特别是硬钎焊或焊接)或通过成型工艺进行进一步加工。
[0078] 根据一个优选的实施方式，为了增加部件的硬度，由本发明的合金制造的部件进行任选的热处理(人工老化)。该热处理在150-240℃，优选180-220℃，特别优选200℃下进行4小时-72小时，优选8-24小时，更优选8-12小时的时间段。
具体实施方式
[0080] 作为起点或对比合金，使用商品名为“Aluman 16”(AlMn1,6；由Aluminium Rheinfelden GmbH制造)的基于EN AW-3103的Al-Mn合金。这种合金由于
凝固点高而可以硬钎焊，其适用于压铸工艺。该合金用于制造冷却器并用于食品工业。
[0081] 表1(下面)(第一行，“V”)给出了该合金的组成。
[0082] 由于其相对高的Mn和Fe含量，该合金的特征在于在高温下具有良好的热稳定性。然而，随着上述新的应用领域(尤其是汽车工业的应用)，这种合金已经达到了其极限。特别是，硬度不足以满足所需的部件性能。在此，通过使用本
申请中描述的合金可以实现显著的改善，如下面所示的表2、3和4中给出的测试结果所示。
[0083] 表1：合金组成
[0084]
[0085] *根据权利要求18热处理
[0086] 所有值以重量％表示；余量：铝和不可避免的杂质。由L1、L2、L3、L4、L5、L6和L7表示的行涉及根据本发明的不同合金。L8对应于根据权利要求18另外热处理的L7，并且同样构成本发明的合金。
[0087] 通过熔化制备组成列于表1中的本发明的七种合金：L1、L2、L3、L4、L5、L6和L7。L8对应于根据权利要求18另外热处理的L7。熔炼对比合金V(“Aluman-16”，参见上文)作为参照，其组成也在表1中示出。用所有八种合金铸造圆柱试验体( 高度30mm)。
[0088] 为了测试温度对硬度变化的影响，对由八种合金铸造的测试样品铸件施加不同的热。
[0089] 在不同时长三个温度下进行测试。在下面的表2、表3和表4中给出结果。
[0090] 在200℃(表2)和300℃(表3)下进行长期测试，每种情形下进行10小时和100小时的时间段。
[0091] 此外，为了模拟合金在热接合过程中的热负荷和行为，在600℃下进行持续900秒(15分钟)的短期测试(表4)。
[0092] 热处理后，将在特定温度条件下处理的测试样品在空气中冷却至室温(约25℃)，然后进行布氏硬度测试(HBW5/250；
碳化钨硬质合金试验球；球直径5mm)。测量的硬度值的算术平均值列于表2、3和4中。
[0093] 结果表明，不管热暴露的时间长短，本发明的所有铝合金(L1至L8)均具有比对比合金V更高的硬度。
[0094] 已经发现，已经处于铸造状态(即，在测试之前)，与对比合金V相比，本发明的不同合金(L1至L8)表现出明显更高的硬度。在200℃热处理(10h)的情况下，甚至可以更进一步增加硬度(见表2)。
[0095] 所有其他测试显示本发明的不同合金(L1至L8)在硬度值方面优于对比合金。确实，在较高的温度下或较长的测试时间内，与铸造状态相比，观察到硬度下降(见表3和4)，但由此获得的硬度值仍高于对比合金的硬度值。
[0096] 即使在600℃下进行的短期测试也显示出明显的结果。本发明的铝合金L1至L8测得的硬度值与对比合金V的硬度值相比超出大于10个布氏硬度单位。
[0097] 表2：在200℃下的硬度比较(HBW5/250)
[0098]
[0099] 表3：在300℃下的硬度比较(HBW5/250)
[0100]
[0101] 表4：在600℃下的硬度比较(HBW5/250)
[0102]
