本申請是2010年04月26日提交的名稱為“具有分層的微結構的損傷容限性鋁材料”的201080066466.1號申請的分案申請。
本發明涉及具有分層的微結構的損傷容限(damagetolerant)鋁材料和適合制備該鋁材料的沉淀可硬化型系鋁合金，及制備該鋁材料的方法。
發明背景
本發明涉及鋁材料的制備，特別是損傷容限型鍛鋁材料的制備。
從現有技術中已知，對于常規生產的鋁材料，其強度、延展性和損傷容限性通常是反向關聯的，即增加拉伸強度通常會劣化延展性和損傷容限性。
在之前ep1987170披露的方法中使用了合金，該合金包括基于重量％的以下組分：最高0.6的mn，最高0.3的cr，最高0.25的zr，mg0.25-1.2，si0.3-1.4，ti0.1-0.4，其中ti以固溶體存在，并含有附帶雜質，包括fe和zn，至多為0.5，余量為鋁。優選si/mg之比為1.4。合金被澆鑄至坯體(billet)，然后均質化，所述坯體被擠壓(extrusion)用于生產耐壓性能提升的材料。
耐應力腐蝕裂紋的擠壓或軋制材料公開在jp2008076297中。該專利中所用的組合物會得到合金化元素均勻分布的傳統微結構。該專利同時還要求澆鑄速度和澆鑄后冷卻速率必須足夠高，以保持鑄體結構的顆粒尺寸微小。因此不能生產高損傷容限性材料。
在ep2103701中，使用了一種鋁合金來生產汽車工業產品，其屈服強度高于280mpa，其中該鋁合金包括：si0.68-0.77，fe0.16-0.24，cu0.24-0.32，mn0.68-0.77，mg0.58-0.67，cr<0.04，zn<0.1，ti<0.1，v<0.04，其它元素<0.3，以及余量為鋁。
發明概述
本發明的目的是提供一種能夠生產具有改進的損傷容限性的鍛鋁材料、同時又保留該材料的高強度的條件。
該目的通過根據獨立權利要求1中的鑄鋁材料、根據獨立權利要求10中的鋁合金和根據獨立權利要求12中的生產鑄鋁材料的控制方法來實現。從屬權利要求中列出實施方案。
這樣獲得的鍛鋁材料具有機械性能顯著不同的交替層的微結構，可提供具有卓越結合的強度、延展性和損傷容限性的鍛鋁材料。
分層結構由沉淀(precipitation)可硬化鋁合金變形形成，該鋁合金包含具有2個區域的晶粒構成的鑄體結構；第一中心區富含能夠與鋁發生包晶反應的元素，而圍繞第一區的第二區則富含能夠與鋁發生共晶反應的元素。為了實現分層結構的效果，鋁合金應當包含包晶合金元素，其分配系數大于3，優選大于5，最優選大于8，比例為大于包晶元素重量％含量的0.02倍。
本發明提供一種沉淀可硬化鋁合金的鋁材料，其包含由具有2個明顯的區域的晶粒、樹枝狀晶體或晶胞組成的鑄體結構，并，第一中心區富含能夠與鋁發生包晶反應的元素，而圍繞第一區的第二區則富含能夠與鋁發生共晶反應的元素，經lom干涉相襯中對包晶丘在橫截面上測量，第一區占坯體總體積的1-85％，優選占10-70％，最優選占20-50％。
本發明還提供一種由鑄鋁材料變形生產的具有分層的微結構的鍛鋁材料，以及通過控制澆鑄速度、從而制備出二區鑄體結構的生產所述材料的方法，經lom干涉相襯中對包晶丘在橫截面上測量，第一區占總體積的1-85％，優選占10-70％，最優選占20-50％。
該鍛鋁材料是一種優異的備選材料，特別適用于對損傷容限性有要求的領域，例如將損傷容限性作為前提條件的汽車部件。
附圖簡述
圖1所示為根據本發明的已鑄態材料橫截面示意圖，其中a表示富含包晶元素的中心區，b表示晶粒中富含共晶元素的周圍區，以及變形后獲得的分層結構的示意圖。
圖2所示為包含1.2％(mg+si)的凝固almgsi合金晶粒的不同區域中mg+si-的再分布，其經能量色散x射線光譜揭示，以作為這些區域中包晶合金元素重量％含量的函數。
圖3a和3b比較了同等強度水平的2種鋁材料彎曲的損傷容限性，其中材料a)表示傳統鋁材料，和b)表示根據本發明的鋁材料，其中附圖標記表示：1–垂直裂紋，2-小縱向止裂紋(arrestedcrack)。
發明詳述
在本發明中，損傷容限性鍛鋁材料由具有顯著不同的機械性能的交替層組成，其在成品結構內的顯微水平上保持截然不同，參見圖1。該分層結構表現出高強度下損傷容限性提升的程度。損傷容限性是與其安全地維持缺陷的能力相關的結構特點。
本發明一方面提供一種生產損傷容限性鋁材料的工藝，其中澆鑄工藝產生鑄體結構，其由具有2個區的晶粒構成；其中1-85％的體積由富含包晶元素的區域組成，以下其簡稱“包晶區”；15-99％的體積由富含共晶元素的周圍區組成，以下其簡稱“共晶區”。本發明的凝固工藝稱為延伸包晶凝固，我們已經發現，在給定所選包晶合金元素與共晶元素的比例下，與傳統均質化鑄體結構相反，在每個晶粒內形成了具有不同組成的兩個明顯區域的鑄體結構。該延伸包晶凝固可使合金化元素發生非常強的再分布，產生所需的二區結構。該二區結構的發展依賴對澆鑄工藝的控制，例如澆鑄幾何學、澆鑄速度、金屬頭和熔融體溫度。
包晶區定義為一種微結構成分，其具有至少0.02×[共晶元素％]×[包晶元素的∑k]，其中∑k為共分配系數。包晶元素能夠降低共晶元素在合金內含物分數中的局部含量。這樣才可形成所需的二區結構。
圖2所示為一個晶粒內共晶元素的再分布作為包晶合金化元素局部含量函數的示例，經具有1.2％(mg+si)的almgsi合金的能量色散x射線光譜測得。可清楚看到包晶合金化元素的局部含量超過0.2％時，此時具有2個顯著不同區域的微結構(富mg+si–區和貧mg+si–區)形成，其中第二區和第一區中的mg+si之比為1:2或更低。
包晶合金化元素的強度由其共分配系數∑k和含量限定，共分配系數∑k必須大于3，優選大于5，最優選大于8，含量則必須大于0.02×[共晶合金化元素％]，這樣可抑制包晶區中局部合金化元素的含量至<0.8×[合金中共晶合金元素含量的均值(％)]。分配系數低于3時，不能形成二區結構。如果分配系數大于3但小于8時，可形成所述二區結構，但不太好，這樣在某些情況下在鍛鋁產品中不能提供足夠多的分層結構。
共分配系數計算為包晶溫度下二相體系單個系數的總和(ti7.5，v3.9，mo2.5，nb1.9，zr2.5，cr2，zn1.1，w2.7，hf2.4，ta2.5)。
在澆鑄過程中加入包晶元素后，沉淀可硬化鋁合金的凝固速率必須足夠慢，從而為上述再分布留出足夠的時間，以產生具有至少1％的包晶區的微結構。如上所述，二區結構的發展取決于對澆鑄過程的控制，即凝固速率。凝固速率應優選對應于以下示例中條件下最大90mm/min的澆鑄速度，特別參考表2。通常對于本發明范圍內合金的所有組分，澆鑄過程的凝固時間，即完全液態和完全凝固材料之間的時間，應當控制為至少75秒，優選至少100秒。
澆鑄材料成形后，例如軋制、擠壓或鍛造，可獲得軟硬層交替的分層結構。基于這一原因，根據本發明的自包晶/共晶起始結構獲得的分層材料可得到損傷容限性和拉伸強度的卓越組合性能。
澆鑄后，可進行鋁合金均質化。均質化處理的目的通常是溶解mg和si，抵消源自澆鑄工藝中的可能的殘余應力，以形成用于控制鍛造晶粒結構的彌散型晶粒，以及使在鋁合金凝固過程中形成的尖銳或針狀金屬間化合物球體化。根據本發明，無需合金元素的再分布。因此，如果要將材料均質化，則優選較低的均質化溫度而不是較高的均質化溫度，主要目的是增加區域間機械性能的差異。均質化后，冷卻合金，例如通過空氣冷卻。進而可預熱所述合金，優選在低于500℃的溫度范圍內，并擠壓、軋制或鍛造。在擠壓、軋制或鍛造后，將本發明的鋁合金淬火，理想為壓制淬火，例如用水、水噴霧、強制通風、其它冷卻液體或通過氮氣來淬火。
在接下來的步驟中，將材料老化至所需機械和物理性能。優選將本發明的合金人工老化至所需回火，理想為過老化回火如t7，特別是需要用于通過塑性變形來吸收動力能量的高吸收力的應用。或可將鋁合金老化至t6條件以求更高強度，或在低老化條件下老化，或在50-120℃的溫度范圍內進行穩定化退火，以提高冷成形性和/或額外的熱處理響應。
在完整的加工處理循環后，可將該材料加工為各類產品。鋁合金特別適合于需要高損傷容限性的情況，例如用于汽車和鐵路車輛的碰撞組件。雖然根據本發明的鋁合金優選通過擠壓加工，其也同樣適合于軋制和鍛造加工，例如汽車懸掛部件，損傷容限性材料對組件的疲勞性能有副作用。
延展性和損傷容限性增加是由于分層結構，其可增加頸縮開始的應變，并阻止頸縮過程中應變的局部化，以及增加的抗斷裂性能，這反映為增加的真實的斷裂應變。
合金化元素的選擇
只要所需的微結構能夠形成，性能的改善不決定性地依賴于鋁的組成。因此，所有沉淀可硬化鋁合金，例如2xxx、6xxx、7xxx和8xxx合金都可用于生產本發明的材料。
已發現為了獲得足夠的強度水平，含有0.3-1.5％mg和0.3-1.5％si的almgsi合金應當在包晶合金中加入至少0.02×[共晶合金元素重量％]，從而獲得在鑄體材料和均質化材料中足夠量的二組分結構，并在熱加工后獲得分層結構。能夠與鋁進行包晶反應的元素為nb、ti、v、mo、cr、zn、zr、hf、ta和w。
根據本發明的優選組合物為含有以重量％計的以下合金化元素的鋁合金：
si0.3-1.5，優選為0.5-1.1，
mg0.3-1.5，優選為0.5-1.5，更優選為0.65-1.2，
cu<0.5，優選為<0.4，最優選<0.25，
mn<0.6，優選為0.05-0.3，更優選為0.08-0.15，
nb<0.3，優選為0.02-0.15，
v<0.3，
ti<0.2，
mo<0.2
cr<0.3
zr<0.2
zn<0.2
fe<0.5，優選為<0.3
以及不可避免的雜質，其每種<0.05，總量<0.15，余量為鋁。
為了優化al-mg-si合金強度，應選擇mg和si的含量，以確保盡可能多的mg和si用于制造可硬化沉淀物。通常已知硬化顆粒的si/mg摩爾比約為1。si含量范圍為0.3％-1.5％，優選0.5-1.1％。在此含量范圍內，當組合使用含量為0.3％-1.5％、優選0.5％-1.5％、更優選0.65％-1.2％的mg時，強度可得到優化。mg/si比的范圍應優選>1，這樣可形成mg剩余。mg或si剩余應理解為mg或si不會形成沉淀物。mg剩余對材料的總體強度影響不大，但對晶粒邊界強度有積極的影響。mg剩余可限制si向晶粒邊界的擴散，這對于與分層結構組合時提高損傷容限性較為重要。
mn含量為<0.6％，優選為0.05％-0.3％，更優選為0.08％-0.15％，本發明的鋁合金在擠壓和熱處理期間和之后對熱破裂較不敏感，并可獲得細晶粒的再結晶微結構。而且，當mn含量在上述范圍內時，通過mn對熱延展性和α型含鐵金屬間化合物的形成的益處，可獲得最佳的機械性能和擠壓性。
為獲得共分配系數∑k大于3，優選大于5，最優選大于8，包晶反應強度大于0.02×[共晶元素重量％]×[∑k]，包晶合金元素應按這種方式選擇。經驗結果指出，選自以下的包晶合金元素間存在額外的協同作用：ti、zr、v、mo、cr、zn、hf、ta和w，優選ti、zr、v、cr、mo和nb，最優選ti、v、mo和nb，以增加包晶反應效力高于包晶溫度下雙相體系單個系數的總和×∑k(<8)。
本發明中鋁合金中cu含量可以至多為0.5％。在一個優選的實施方案中，cu最多為0.4％，更優選最多為0.25％。
任選可添加cr和/或zr，這不僅可增強包晶組分，同時可控制晶粒結構。因此，可添加cr和zr的一種或兩種的范圍為<0.3％cr和/或<0.2％zr。添加時，可獲得非再結晶的晶粒結構。
zn一般認為是雜質元素，可容忍極限為至多0.2％，但是優選為低于0.1％。
雖然fe可略微增加強度，其含量應不超過0.5％，優選低于0.3％，以降低形成金屬間化合物顆粒的不良形成的風險，這可在使用最終組件期間引發斷裂。
余量為鋁與不可避免的雜質，例如源自所用原材料或制造工藝中的雜質。典型地，每種雜質元素最多為0.05重量％，總雜質最多為0.15重量％。
現在本發明通過一些實施例進行闡釋，但這并不限制本發明的范圍。
實施例
表1列出了一些對比材料(合金c、e、f、g)和本發明范圍內的合金(合金a、b、d)的重量％的化學組成。所有這些鋁合金為dc鑄體，以評估組成和澆鑄速度對包晶組分發展的影響。
表2列出了一些對比變例和產生根據本發明的包晶組分大于20％的鑄體結構的變例的合金和澆鑄速度(變例a2、a3和b2、b3)。
通過以下步驟，加工直徑為254mm、包晶組分大于20％(變例a2、b2和d)的澆鑄坯體以及對比材料(合金c、e-g)：
在545℃下均質化；
空氣冷卻；
預熱至約460℃；
用2孔模頭擠壓成盒輪廓(boxprofile)；
用水壓制淬火；
與不同顆粒老化。
比較具有相似包晶/共晶元素比的合金b和d，顯示在合金中添加nb可獲得二區結構，而添加cr不會產生這一效果。因此nb似乎會與其它合金化元素產生協同效應，除了預期其會對增加總包晶反應有益以外。
表3所示為合金a2、b2、c和d在t6(195℃下4.5小時)下的機械性能。"rm"為最終拉伸強度，"rp0.2"為0.2％下的屈服強度，和a5(斷裂伸長率)。損傷容限性定義為對垂直裂紋發展的量度。當形成如圖3所示的裂紋時，認為材料不具有損傷容限性。比較單組分材料與根據本發明的二組分材料的彎曲行為，結果如圖3所示。圖3b中所示為本發明材料，僅可見少量分層的止裂紋。與對比材料的大量的長垂直裂紋相比(圖3a)，本發明的分層材料可以阻斷層間的短小分層裂紋。
表1合金a-g的化學組成(重量％)，余量鋁和不可避免的雜質
表2澆鑄速度及在澆鑄10”坯體后包晶組分大于20％的發展及后續最終材料的分層結構
表3t6(195℃下4.5小時)下合金的機械性能和損傷容限性