ES2780049T3 - Perfil extruido de una aleación de aluminio Al-Mg-Si con propiedades mejoradas - Google Patents
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Abstract
Perfil extruido que comprende una aleación de aluminio Al-Mg-Si con una resistencia, una resistencia a la corrosión, unas propiedades de compresión y una estabilidad de temperatura mejoradas, útil en particular en la estructura frontal de los vehículos, en el que la composición de la aleación se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama de Mg-Si: a1 - a2 - a3 - a4, en la que, en % en peso, a1 = 0,60Mg, 0,65Si, a2 = 0,90Mg, 1,0Si, a3 = 1,05Mg, 0,75Si y a4 = 0,70Mg, 0,50Si, y en el que la aleación tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, conteniendo la aleación además los siguientes componentes de aleación en % en peso: Fe hasta 0,30 Cu 0,1 - 0,4 Mn 0,5-0,7 Cr 0,1-0,2 Zr hasta 0,25 y Ti 0,005 - 0,15, impurezas secundarias hasta 0,1 cada una e incluyendo Zn hasta 0,5 siendo el resto Al.
Description
DESCRIPCIÓN
Perfil extruido de una aleación de aluminio Al-Mg-Si con propiedades mejoradas
La presente invención se refiere a un perfil extruido que comprende una aleación de aluminio Al-Mg-Si con una resistencia, una resistencia a la corrosión, unas propiedades de compresión y una estabilidad de temperatura mejoradas.
Las aleaciones del tipo anteriormente mencionado se requieren, por ejemplo, en la estructura frontal de los vehículos en los que los componentes de aluminio están expuestos a entornos corrosivos, altas temperaturas (cuando se usan en el motor o cerca del mismo) y la aleación requiere al mismo tiempo una alta resistencia y buenas propiedades de compresión.
Un material convencional de un productor líder de automóviles especifica las propiedades del material de aleaciones de aluminio extruidas para su uso en automóviles. Actualmente, la clase de resistencia más exigente (C28) tiene los siguientes requisitos principales:
• Rp0,2 > 280 MPa
• Buen comportamiento en pruebas de compresión axial de secciones huecas (permitidas solamente grietas menores)
• Rp0,2 > 265 MPa después de 1000 horas a 150 °C
• Buenas propiedades de corrosión
Para la siguiente clase de resistencia (C24) los requisitos para el Rp0,2 son de 240 MPa como mínimo antes de la exposición a la temperatura y de 230 MPa como mínimo después de 1000 horas a 150 °C.
Las denotaciones "C24", "C28", etc., utilizadas anteriormente y más adelante en la presente solicitud se refieren a la propiedad del límite elástico, el Rp0,2, de la aleación; por ejemplo la C28 se refiere, tal como se ha indicado anteriormente, a un requisito de un Rp0,2 > 280 MPa y la C24 a un Rp0,2 > 240 MPa.
Se han desarrollado una serie de aleaciones para su uso en automóviles que tienen alta ductilidad y resistencia. Se conoce un ejemplo de tal aleación en el documento US 4525326 (Swiss Aluminum) que divulga una aleación Al-Mg-Si que contiene, en % en peso, 0,3-1,0 de Mg y 0,3-1,2 de Si y a la que se añade vanadio, V, para mejorar la ductilidad de la aleación. En esta patente se reivindica que las adiciones de V en el intervalo del 0,05-0,20 % en peso en combinación con un contenido de Mn definido en un intervalo de 1/4 a 2/3 del contenido de Fe, mejora significativamente la ductilidad de una amplia gama de aleaciones Al-Mg-Si. El titanio, Ti, no se menciona en esta publicación US 4525326.
Se conoce una aleación similar en el documento EP 2072628 (Aleris) que define el Mg entre un 0,6 y un 0,95 y el Si entre un 0,5 y un 0,95 % en peso y que contiene también vanadio (V) y, además, níquel (Ni). El Ni se añade para mejorar el límite elástico, la resistencia a la tracción y la estabilidad térmica. La cantidad de Mn está entre un 0,1 y un 0,3 % en peso.
El documento EP 2103701 B1 (Brokelmann) describe una composición de aleación que es muy limitada con respecto al Mg (0,58-0,67 % en peso) y al Si (0,68-0,77 % en peso) y que además contiene cantidades limitadas de Cu (0,24-0,32 % en peso) y Mn (0,68-0,77 % en peso). La aleación supuestamente mejora el límite elástico y la resistencia la tracción, aunque es probable que sea menos estable a la temperatura que una aleación con una relación Mg/Si mayor.
El documento EP 1041 165 (Kobe) se refiere a una composición de aleación Al-Mg-Si con un 0,30-0,70 % en peso de Mg y un 0,10-0,50 % en peso de Si. Sin embargo, debido a los bajos contenidos de Mn, Cr y Zr, esta aleación conocida producirá en la mayoría de los casos una estructura recristalizada en el perfil extruido.
Este es también el caso de los documentos EP 2157200 A1 (Aisin/Sumitomo) y DE 102008048374 A1 (Honsel) que presentan también un bajo contenido de elementos (Mn, Cr y Zr) y que producen partículas dispersoides durante el proceso de homogeneización (véase la sección posterior que comenta estas partículas). El documento JP 2003181530 divulga un perfil extruido de una aleación de aluminio utilizada en vehículos para una buena maleabilidad, buenas propiedades de absorción de energía y buenas propiedades de tracción.
Con la presente invención se proporciona una aleación Al-Mg-Si que no solo tiene una resistencia a la tracción y un límite elástico elevados sino que, al mismo tiempo, tiene propiedades de compresión mejoradas y es estable a la temperatura.
La aleación se desarrolla para productos extruidos en los que se requiere un buen comportamiento de compresión, ductilidad, etc., y, sin embargo, se puede usar para fines adicionales (por ejemplo, la forja de palanquillas coladas).
La invención se caracteriza por las características definidas en la reivindicación independiente 1 y las reivindicaciones dependientes 2-12 adjuntas.
La invención se describirá con más detalle a continuación por medio de ejemplos y con referencia a las figuras, en las que:
La figura 1 es un diagrama que muestra los contenidos de Mg y Si de algunas aleaciones Al-Mg-Si descritas en las solicitudes de patente de la técnica anterior comentadas en la parte inicial de la presente solicitud,
La figura 2 muestra el mismo diagrama, aunque representa también la ventana de Mg y Si de acuerdo con la reivindicación 1 de la presente invención,
La figura 3 muestra realizaciones preferentes de la invención en forma de ventanas más estrechas de Mg - Si, b1-b4 y c1-c4, y contenidos de Mg - Si de algunas de las aleaciones investigadas así como de aleaciones de la técnica anterior descritas por Honsel y Brokelmann,
La figura 4 muestra una sección transversal de los perfiles extruidos a partir de las diferentes aleaciones incluidas en las tablas 1 y 2 y en la figura 3,
La figura 5 muestra el Rp0,2 después de la prueba de tracción para las diferentes aleaciones de la serie 1 de las pruebas en la que los dígitos 0, 500 y 1000 indican el número de horas de exposición a una temperatura de 150 °C después del ciclo de envejecimiento de 6 horas a 185 °C,
La figura 6 muestra el Rp0,2 después de la prueba de tracción para las diferentes aleaciones de la serie 1 en la que los dígitos 0, 500 y 1000 indican el número de horas de exposición a una temperatura de 150 °C después del ciclo de envejecimiento de 5 horas a 205 °C,
La figura 7 muestra una muestra comprimida de una aleación A1 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 284 MPa),
La figura 8 muestra una muestra comprimida de una aleación A2 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 284 MPa),
La figura 9 muestra una muestra comprimida de una aleación B1 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 281 MPa),
La figura 10 muestra una muestra comprimida de una aleación B2 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 289 MPa),
La figura 11 muestra una muestra comprimida de una aleación C1 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 277 MPa),
La figura 12 muestra una muestra comprimida de una aleación 6061 con la correspondiente estructura de grano en una sección transversal del perfil (Rp0,2 = 288 MPa),
La figura 13 muestra una muestra comprimida de una aleación C28-C2 (Rp0,2 = 285 MPa),
La figura 14 muestra una muestra comprimida de una aleación C28-C3 (Rp0,2 = 281 MPa),
La figura 15 muestra el equipo y la configuración para evaluar el comportamiento de flexión de diferentes materiales,
La figura 16 muestra dos imágenes de una sección transversal tomada (cerca de la superficie) de un perfil extruido de la aleación C28-C2 después de una prueba de corrosión IGC de 24 h. Ambas imágenes muestran la misma área de la muestra, con la imagen de la izquierda que muestra la profundidad del ataque de corrosión y la imagen de la derecha que muestra la estructura de grano después de anodizar la muestra,
La figura 17 muestra dos imágenes de una sección transversal tomada (cerca de la superficie) de un perfil extruido de la aleación C28-C3 después de una prueba de corrosión IGC de 24 h. Ambas imágenes muestran la misma área de la muestra, con la imagen de la izquierda que muestra la profundidad del ataque de corrosión y la imagen de la derecha que muestra la estructura de grano después de anodizar la muestra,
La figura 18 muestra imágenes de muestras comprimidas de una aleación 7003 en la que a la izquierda se
presenta una muestra en un estado subenvejecido con un Rp0,2 = 294 MPa (T6x - envejecimiento durante 8 horas a 130 °C) y a la derecha una muestra en un estado sobreenvejecido con un Rp0,2 = 280 MPa (T7 - envejecimiento durante 6 horas a 170 °C),
La figura 19 muestra imágenes de muestras comprimidas de una aleación C28- B2 de acuerdo con la invención, en la que la imagen izquierda presenta una muestra en un estado sobreenvejecido con un Rp0,2 = 289 MPa (T7 - envejecimiento durante 5 horas a 205 °C) y la derecha una muestra en un estado de resistencia máxima con un Rp0,2 = 303 MPa (T6 - envejecimiento durante 6 horas a 185 °C), La figura 20 muestra ventanas de Mg-Si y composiciones de aleación ensayadas para la 1a serie y la 2a serie de pruebas relacionadas con la presente invención,
La figura 21 es un diagrama de barras que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones a1 - a4 ensayadas de la 2a serie de pruebas,
La figura 22 es un diagrama de barras adicional que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones c1-c4 de la segunda serie de pruebas más la aleación "Honsel" con una relación Mg/Si mayor, La figura 23 es un diagrama de barras adicional que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones X1 con diferentes contenidos de Cu,
La figura 24 es un diagrama de barras adicional que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones C2 con diferentes contenidos de Cu,
La figura 25 es otro diagrama de barras que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones X1 con diferentes contenidos de Ti,
La figura 26 es otro diagrama de barras que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones C2 con diferentes contenidos de Ti,
La figura 27 muestra ejemplos de fotos tomadas de muestras sometidas a la prueba de compresión del tipo mostrado en la figura 28,
La figura 28 presenta la muestra usada para la prueba de compresión de aleaciones adicionales de la 3a serie, La figura 29 son fotos de muestras sometidas a la prueba de compresión de aleaciones de Cu que muestran el comportamiento de compresión de las diferentes variantes de aleación en un estado T7. Los inventores descubrieron durante sus estudios de las aleaciones Al-Mg-Si en relación con la presente invención que:
La estabilidad de temperatura mejora al aumentar la relación Mg/Si y al aumentar el contenido de Cu.
La resistencia de una aleación Al-Mg-Si aumenta al reducir la relación Mg/Si.
La resistencia aumenta y el comportamiento de compresión se mantiene al aumentar el contenido de Cu.
El Ti mejora la resistencia a la corrosión y probablemente también el comportamiento de compresión.
Un estado sobreenvejecido (T7) obtiene mejores resultados en una prueba de compresión que un estado subenvejecido (T6x) con los mismos niveles de límite elástico.
• Se obtienen ventajas obvias del uso de estructuras no recristalizadas frente a estructuras recristalizadas en el comportamiento de compresión y corrosión.
En cuanto al último, los elementos aleantes Mn, Cr y Zr producen partículas dispersoides durante el proceso de homogeneización. Las partículas precipitan durante la etapa de calentamiento y crecen y se engrosan durante la inmersión a la temperatura de mantenimiento. Tanto el Mn como el Cr forman partículas dispersoides junto con Al, Si y Fe, mientras que el Zr forma partículas dispersoides junto con Al solo, si el contenido de Si es bajo, y junto con Al y Si para un contenido mayor de Si como en las presentes aleaciones. La densidad numérica de las partículas depende de la cantidad de elementos aleantes, la temperatura de homogeneización y el tiempo de retención.
Para obtener una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, se requiere una cierta densidad numérica de partículas dispersoides. Esta densidad numérica requerida depende de la forma del perfil, la temperatura de la palanquilla, la velocidad de extrusión y de la capa recristalizada que se puede permitir en la región de la superficie del perfil extruido. Para un perfil grueso, con una baja velocidad de extrusión y si se permite una capa recristalizada bastante gruesa de granos, la densidad numérica de las partículas dispersoides puede ser bastante baja. Para un perfil hueco de paredes finas y con una velocidad de extrusión máxima posible y casi sin capa recristalizada permitida, la densidad numérica de las partículas dispersoides debe ser mucho mayor.
Tal como se ha explicado anteriormente, se puede obtener una elevada densidad numérica de dispersoides
mediante uno solo de los tres elementos aleantes mencionados, aunque una combinación de dos o más elementos puede ser ventajosa para obtener una buena distribución de las partículas dispersoides. La densidad numérica está determinada también por la temperatura de homogeneización. Una temperatura baja promueve una densidad numérica alta, mientras que una temperatura alta proporciona una densidad numérica más baja de partículas dispersoides. La densidad numérica de partículas dispersoides se reducirá al aumentar el tiempo de retención a una temperatura. Así, un tiempo corto a una temperatura de homogeneización en el intervalo inferior proporciona la máxima densidad numérica de partículas dispersoides para una adición dada de elementos aleantes formadores de dispersoides.
Sería ideal la mínima densidad numérica de partículas dispersoides que produzca una estructura principalmente no recristalizada y un rendimiento de compresión aceptable. Cualquier exceso de partículas dispersoides no es necesario ni deseado. La razón de esto es que las partículas dispersoides hacen que la resistencia a la deformación aumente, dando como resultado una velocidad de extrusión máxima más baja y una productividad menor. Por tanto, sería deseable equilibrar el número de partículas dispersoides. La elección de los parámetros de homogeneización se basaría en la densidad numérica de las partículas dispersoides necesarias, la nivelación de los gradientes de concentración de elementos aleantes tales como Mg, Si y Cu y en la esferoidización y ruptura de partículas primarias que contienen Fe formadas durante la colada.
Sería posible cualquier temperatura de mantenimiento entre 530 y 590 °C. Por debajo de 530 °C, el Mg y Si de la aleación no se disolverán por completo y habrá partículas grandes de Mg2Si en la palanquilla. Por encima de 590 °C, existe un riesgo considerable de fusión excesiva en la zona de segregación inversa en la palanquilla (capa externa enriquecida de la palanquilla formada durante el proceso de colada). Por ejemplo, con adiciones de Mn solamente (como elemento formador de dispersoides) y situándose hacia el extremo inferior de la ventana de aleación, sería necesario usar una baja temperatura de homogeneización para producir una densidad numérica de partículas dispersoides que sea lo suficientemente elevada como para evitar la recristalización durante la extrusión. A esta temperatura baja, la esferoidización de las partículas primarias será muy lenta. Por tanto, sería ventajosa una mayor cantidad de elementos formadores de dispersoides en combinación con temperaturas de homogeneización algo más elevadas. Las adiciones conjuntas de Mn y Cr y las temperaturas de homogeneización entre 540 y 580 °C parecen proporcionar la mejor distribución de partículas dispersoides, la densidad numérica necesaria de partículas dispersoides y una esferoidización aceptable de las partículas primarias. El tiempo a la temperatura de homogeneización sería normalmente de entre 2 y 10 horas.
La presente invención, tal como se ha indicado anteriormente, se refiere a una aleación de aluminio Al-Mg-Si extruible con una resistencia, una resistencia a la corrosión, unas propiedades de compresión y una estabilidad de temperatura mejoradas y que, en particular, es útil en la estructura frontal de los vehículos.
La composición de la aleación de la invención se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama de Mg-Si:
a1 - a2 - a3 - a4,
en la que, en % en peso, a1 = 0,60Mg, 0,65Si, a2 = 0,90Mg, 1,0Si, a3 = 1,05Mg, 0,75Si y a4 = 0,70Mg, 0,50Si, y en la que la aleación tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, conteniendo además los siguientes componentes de aleación en % en peso:
Fe hasta 0,30
Cu 0,1 - 0,4
Mn
Cr hasta 0,25
Zr hasta 0,25
Ti 0,005 - 0,15 y
impurezas secundarias hasta 0,1 cada una e incluyendo Zn hasta 0,5 siendo el resto Al.
La figura 1 es un diagrama que muestra los contenidos de Mg y Si de algunas aleaciones Al-Mg-Si descritas en las solicitudes de patente de la técnica anterior comentadas inicialmente, en la parte especial de la presente solicitud. La figura 2 muestra el mismo diagrama, pero con la ventana de Mg y Si de acuerdo con la reivindicación 1 de la presente invención y que se define con las coordenadas a1, a2, a3, a4 anteriormente indicadas.
La parte inferior (la suma más baja de Mg y Si) de la ventana de Mg y Si, definida por las coordenadas a1, a2, a3 y a4, cubre una aleación C24 mientras que la parte superior cubre una posible aleación C32 futura. Esta ventana de Mg - Si define los límites exteriores de la aleación de la presente invención. Cabe señalar que esta ventana está fuera del ejemplo mostrado en la patente de Brokelmann. Las realizaciones preferentes de la invención b1-b4 y c1-c4 se muestran adicionalmente como ventanas de Mg - Si en la figura 3. La ventana más estrecha de Mg - Si solo
incluye aleaciones que cumplen los requisitos de la C28.
1a serie de pruebas
En la primera serie de pruebas se ensayaron un total de 6 aleaciones diferentes de acuerdo con la invención. Las aleaciones se colaron en tochos de 203 mm de diámetro. Las composiciones de aleación se muestran en la tabla 1 a continuación. Las 5 aleaciones etiquetadas como C28 proporcionarán todas, una estructura no recristalizada en el perfil extruido debido a la gran cantidad de elementos formadores de dispersoides, Mn y Cr. Los dispersoides que, tal como se estableció anteriormente, se forman durante el tratamiento térmico de homogenización, actúan como barreras frente al movimiento de dislocaciones y los límites de los granos. Si la densidad numérica de los dispersoides es suficientemente elevada se mantendrá la estructura de deformación formada durante la extrusión. Normalmente, se observa a menudo una capa recristalizada en la superficie de un perfil extruido debido a las muy elevadas tasas de deformación en esta región. El espesor de la capa recristalizada aumentará a medida que se reduce la densidad numérica de las partículas dispersoides. Una distribución no homogénea de las partículas dispersoides probablemente dará un resultado similar al de una menor densidad numérica. Para la comparación del comportamiento de compresión se incluyó la aleación convencional 6061. Esta aleación produce normalmente una estructura de grano recristalizada en el perfil extruido.
El ciclo de homogeneización fue el siguiente: calentamiento a una temperatura de aproximadamente 200 °C hasta 575 °C; 2 horas y 15 minutos de tiempo de mantenimiento a 575 °C y enfriamiento a aproximadamente 400 °C/hora hasta una temperatura inferior a 200 °C.
Tabla 1 Com i i n l i n l rim r ri l i n l l i n 2 ^ se ensayaron
Incluido en la primera serie de pruebas, se produjo un número adicional de aleaciones para la realización de más pruebas, véase la tabla 2. En esta serie se incluyeron dos aleaciones similares a la aleación C1, aunque con contenidos ligeramente mayores de Mg y Si. Esto se hizo porque la aleación C1 era un poco demasiado baja en cuanto a las propiedades de tracción como para cumplir el requisito de la C28 de Rp0,2 > 280 MPa. También se incluyó en esta serie una aleación C24 denominada C24-X1, prevista para cumplir el requisito mínimo de la C24 de Rp0,2 > 240 MPa.
Tabla 2 Composiciones de aleación de las aleaciones adicionales que se ensayaron. Esto incluye dos aleaciones
2 n l i n 24.
Las palanquillas se extruyeron en una prensa de extrusión industrial para obtener un perfil con la sección transversal mostrada en la figura 4. Las palanquillas se precalentaron en un horno de inducción hasta una temperatura de aproximadamente 500 °C. Después de la extrusión, los perfiles se templaron en agua mediante un tanque de templado situado aproximadamente 1 m por detrás de la apertura de la prensa. Los perfiles se estiraron después aproximadamente un 0,5 % antes de cortar los perfiles. Todos los perfiles se almacenaron durante varios días, y en algunos casos semanas, antes del envejecimiento.
La figura 5 muestra el Rp0,2 después de un envejecimiento a 185 °C durante 6 horas y después de diferentes tiempos de exposición a una temperatura de 150 °C para las diferentes aleaciones de la serie 1. Al comparar las aleaciones A1 y A2 se puede observar que la estabilidad de temperatura aumenta ligeramente al aumentar el contenido de Cu. Al comparar las aleaciones A, B y C, se puede observar que la pérdida de resistencia con la exposición a la temperatura disminuye drásticamente al aumentar la relación Mg/Si. Después de un ciclo de envejecimiento inicial de 6 horas a 185 °C, las aleaciones B1 y B2 cumplen el requisito de estabilidad de temperatura, que es 265 MPa después de 1000 horas a 150 °C. La aleación C1 muestra una resistencia mucho menor después del ciclo de envejecimiento inicial a 185 °C, aunque parece que no le afecta casi la exposición a una temperatura de 150 °C.
En general, la ductilidad y el rendimiento de compresión se reducen a medida que aumenta la resistencia de una
aleación. Por tanto, se recomienda o bien preparar una aleación que cumpla justamente los requisitos en un estado T6 o bien sobreenvejecer una aleación con un potencial de resistencia mayor hasta una resistencia que esté justo por encima del requisito. El sobreenvejecimiento se realizó mediante el ejemplo que se muestra en la figura 6, en el que todas las aleaciones se envejecieron 5 horas a 205 °C. Excepto la aleación C1 que tenía un valor del Rp0,2 justo por debajo del requisito de 280 MPa, todas las demás aleaciones tenían valores del Rp0,2 justo por encima del requisito. Con esto como punto de partida, solo la aleación C28-C1 cumplía el requisito de un Rp0,2 mínimo de 265 MPa después de la exposición de 1000 horas a una temperatura de 150 °C.
Esto muestra que la relación Mg/Si óptima es ligeramente mayor que para las aleaciones C28-B1 y C28-B2 con respecto a las demandas de estabilidad de temperatura. En el otro extremo, la relación Mg/Si no debe ser mucho más alta que para la aleación C28-C1 porque las propiedades mecánicas serán entonces demasiado bajas como para cumplir el requisito de la C28. La relación Mg/Si óptima se encuentra en el área definida por a1 - a4 tal como se muestra en la figura 2.
En las figuras 7 a 12, se muestran imágenes de los perfiles comprimidos junto con la estructura de grano en una sección transversal del perfil. En la figura 4 se muestra un dibujo de la sección transversal del perfil. Los perfiles se deformaron mediante compresión axial; comenzando con un perfil recto de 200 mm y terminando con un perfil comprimido de 67 mm.
Excepto para la muestra C28-B1 de la figura 9 y la muestra 6061 de la figura 12, todas las demás aleaciones muestran un comportamiento de compresión aceptable. Se aceptan unas pocas grietas pequeñas en una unión en T, pero no se pueden aceptar grietas en los pliegues, tal como se muestra para las aleaciones C28-B1 y 6061. La razón por la que la C28-B1 es inferior a la C28-B2 con respecto al comportamiento de compresión podría deberse a la capa superficial recristalizada relativamente gruesa observada en la micrografía de la figura 9 que está ausente en la figura 10. Sin embargo, la capa superficial recristalizada para la aleación C28-C1 (figura 11) es similar a la de la C28-B1 (figura 9) por lo que la capa superficial recristalizada gruesa no puede ser la única explicación de la diferencia. Una diferencia entre la aleación C28-B1 y las otras aleaciones C28 es la ausencia de cromo (Cr) en la aleación C28-B1. Se sabe que el Cr se solidifica en el aluminio en una reacción peritéctica (entre el primer material que se solidifica). En las palanquillas coladas la concentración más alta de Cr estará en el interior de los granos. El Mn se solidifica en el aluminio en una reacción eutéctica (entre el último material que se solidifica). La concentración máxima de Mn será, por tanto, hacia los límites de los granos en la estructura de colada de la palanquilla. En el perfil extruido estos granos se alargarán en la dirección de extrusión. Una distribución homogénea de partículas dispersoides en la palanquilla dará una distribución más homogénea también en el perfil extruido. Por tanto, las adiciones de Cr y Mn darán una mejor distribución de las partículas dispersoides que las adiciones de Mn o Cr por separado. Una distribución homogénea de partículas dispersoides podría en sí misma producir una distribución más homogénea de la deformación y no solo a través de la estructura del grano resultante. Así pues, la razón del comportamiento inferior de la aleación C28-B1 podría ser la falta de Cr y, por tanto, una distribución menos homogénea de partículas dispersoides.
La aleación 6061 produce una estructura cristalizada en el perfil extruido debido a la baja cantidad de elementos formadores de dispersoides (sin Mn y con un 0,06 % en peso de Cr). La aleación 6061 tenía un valor del Rp0,2 similar a las diferentes aleaciones C28 en esta investigación, aunque el comportamiento de compresión parece ser inferior. Esta diferencia en el comportamiento puede ser el resultado de la diferencia en la estructura del grano o podría deberse a una densidad numérica mucho menor de partículas dispersoides en esta aleación. El menor número de dispersoides puede no distribuir la deformación tan bien como para las variantes con un alto número de dispersoides.
Debido a que la variante más prometedora con respecto a la estabilidad de temperatura, la C28-C1, dio valores del Rp0,2 un poco demasiado bajos, se coló una nueva variante C28-C2. La composición de la aleación de esta variante se da en la tabla 2. También se incluyen en esta serie de aleaciones: una aleación C28-C3, que tiene un contenido de Ti (titanio) de un 0,10 % en peso en comparación con un 0,02 % en peso en la aleación C28-C2; y una aleación C24-X1 que es similar a la C28-C1 con respecto a la relación Mg/Si aunque con contenidos ligeramente menores de Mg, Si y Cu.
Las figuras 13 y 14 muestran perfiles comprimidos de las aleaciones C28-C2 y C28-C3, respectivamente. El comportamiento de compresión de ambas muestras se considera correcto, aunque la muestra con Ti (figura 14) tiene una calificación ligeramente mejor que la muestra sin Ti.
Estas dos aleaciones se calificaron también mediante una prueba de flexión que se efectuó para ambas aleaciones. El equipo y la configuración para la prueba de flexión se muestran en la figura 15. La prueba de flexión ha sido desarrollada por el fabricante de automóviles Daimler. El ángulo de flexión se define por la observación de la primera grieta, que también se ve claramente en una curva de desplazamiento de fuerza. La muestra es una parte plana del perfil que se flexiona 90° a lo largo de un eje con respecto a la dirección de extrusión (es decir, normal a la dirección de extrusión). El ángulo de flexión medido es el ángulo donde se observa la primera grieta en la muestra. Esto se puede observar en la muestra después de la prueba, aunque se registra primero por una caída en la curva de
desplazamiento de fuerza registrada durante la prueba. La prueba de flexión se detiene entonces y se mide el ángulo de flexión. El resultado de la prueba se da en la tabla 3 y muestra que la aleación C28-C3 podía flexionarse hasta un ángulo mayor que la aleación C28-C2 antes de que se observara la primera grieta. Esto indica que una aleación con Ti es más dúctil que una aleación sin Ti.
Se sabe que el Ti se solidifica en el aluminio en una reacción peritéctica y, por tanto, está en la parte del material que se solidifica primero, es decir, en el interior de los granos. El Ti en las cantidades añadidas a la aleación C28-C3 no aparece en gran medida en ninguna partícula primaria o secundaria, y la mayor parte del Ti parece estar en solución sólida.
Tras la extrusión, el Ti se situará en bandas que originalmente estaban en el interior de los granos colados de la palanquilla. Estas bandas se alargarán en el perfil extruido en forma de tortitas oblongas. En una prueba de compresión, el Ti puede funcionar de una manera similar al Cr y al Mn al homogeneizar la deformación y contribuir, por tanto, a una mayor resistencia frente a la formación de grietas.
Tabla 3 Án l fl xi n rv r l rim r ri i n ri r l l i n 2 - 2 28-C3
Resistencia a la corrosión
Los diferentes OEM (fabricantes del equipo original) tienen diferentes requisitos de resistencia a la corrosión. Con la presente invención, se ha seleccionado una prueba agresiva de corrosión intergranular (IGC) para clasificar diferentes aleaciones en lugar de buscar aleaciones que cumplan los requisitos específicos de cada uno de los diferentes OEM. La prueba de corrosión intergranular seleccionada se realizó según la norma BS ISO 11846: 1995, que incluye lo siguiente:
• Antes de la prueba, las muestras se desengrasaron con acetona.
• Las muestras se sumergieron a continuación durante 2 minutos en una solución de hidróxido de sodio al 5 % en peso a una temperatura de 60 °C, se lavaron con agua corriente, se sumergieron durante 2 minutos en ácido nítrico concentrado a fin de eliminar impurezas, se enjuagaron en agua corriente y después en agua desionizada y se secaron.
• Las muestras se sumergieron a continuación durante 24 h en una solución que contenía 30 g/l de cloruro de sodio y 10 ml/l de ácido clorhídrico concentrado a temperatura ambiente.
• Después de la prueba, las muestras se enjuagaron en agua corriente y luego en agua desionizada y se dejaron secar antes de los exámenes metalográficos.
Las profundidades máximas de corrosión se midieron a partir de la parte exterior de las muestras de perfil.
La figura 16 muestra dos imágenes de la sección transversal próxima a la superficie de un perfil extruido de la aleación C28-C2 después de una prueba de corrosión IGC de 24 h y en la que ambas imágenes muestran la misma área de la muestra, aunque la imagen de la derecha muestra los ataques de corrosión junto con la estructura de grano en la misma muestra después de la anodización.
Asimismo, la figura 17 muestra también dos imágenes de la sección transversal próxima a la superficie de un perfil extruido de la aleación C28-C3 después de una prueba de corrosión IGC de 24 h. Ambas imágenes muestran la misma área de la muestra, aunque la imagen de la derecha muestra los ataques de corrosión junto con la estructura de grano después de la anodización.
Como se puede observar en las figuras 16 y 17, el ataque de corrosión máximo es mucho más pequeño para la aleación C28-C3, lo que indica que hay un efecto positivo significativo por la adición de un 0,10 % en peso de Ti sobre la resistencia a la corrosión. Se desconoce el mecanismo de este efecto.
Envejecimiento
En términos generales, el envejecimiento artificial del material de aleación de aluminio 6xxx se realiza a fin de precipitar partículas endurecidas de Mg, Si y Cu. Estas partículas tienen normalmente forma de aguja con un diámetro de 2-20 nanómetros y una longitud de 20-200 nanómetros. Las partículas pueden tener diferentes composiciones químicas y estructuras cristalinas dependiendo de la composición global de la aleación y de las temperaturas y tiempos de envejecimiento implicados.
Al inicio del ciclo de envejecimiento, las partículas son normalmente coherentes con la estructura de aluminio que rodea a la partícula. En esta etapa (estado subenvejecido, T6x) las partículas serán compartidas por las dislocaciones durante la deformación del material. Más tarde en el ciclo de envejecimiento, el ajuste entre la estructura de aluminio y las partículas se reduce gradualmente y las partículas llegan a ser parcialmente o
totalmente incoherentes. En esta etapa (estado de máximo envejecimiento, T6, o estado sobreenvejecido, T7) las dislocaciones formadas durante la deformación no cortarán las partículas debido a la incoherencia en la interfaz de la partícula.
En el caso de un estado subenvejecido, T6x, hay una tendencia de la deformación a concentrarse a lo largo de planos de deslizamiento ya formados por la primera dislocación. Esta situación puede conducir a una deformación muy concentrada en algunas partes del material con grietas como resultado. Esta situación dará una baja ductilidad del material. En el caso del sobreenvejecimiento, T7, las dislocaciones tienen que pasar por las partículas mediante otro mecanismo denominado bucle de Orowan. En este caso, la primera dislocación que ha pasado por una partícula formará un bucle de dislocación alrededor de la partícula que actuará como una barrera adicional frente a la siguiente dislocación. Esto puede activar, a su vez, otros planos de deslizamiento para las dislocaciones y, por tanto, extender la deformación a otras partes del material. En este caso el material puede resistir deformaciones totales más grandes antes de que aparezcan grietas y el material será más dúctil.
El caso en el que las dislocaciones están cortando las partículas cuando el material está envejecido hasta un estado subenvejecido, T6x, se ve muy claramente para las aleaciones 7xxx como la que se muestra en la figura 18 que contiene: Mg = 0,69 % en peso; Zn = 5,51 % en peso; Fe = 0,21 % en peso; Zr = 0,14 % en peso; Si = 0,10 % en peso; Mn = 0,05 % en peso. La imagen de la izquierda de la figura 18 presenta una muestra comprimida de dicha aleación 7003 envejecida hasta un estado subenvejecido, T6x, mientras que la imagen de la derecha presenta una muestra comprimida de la misma aleación envejecida hasta un estado sobreenvejecido, T7. Esto demuestra claramente que, en este caso, un estado sobreenvejecido es mucho más dúctil que un estado subenvejecido cuando los valores del límite elástico, Rp0,2 son similares.
Para las aleaciones 6xxx del tipo de acuerdo con la invención, la diferencia de ductilidad entre un estado subenvejecido, T6x, y un estado sobreenvejecido, T7, no es tan grande como para aleaciones 7xxx, aunque también en este caso el estado sobreenvejecido parece ser mejor que un estado subenvejecido. Esto quedó claramente demostrado en la segunda serie de pruebas que se discute más adelante en la descripción. Uno de tales ejemplos se muestra en la figura 27, en la que la muestra T6x con menor límite elástico tiene más grietas que las muestras en el estado T7. Otro factor beneficioso es que es más fácil controlar el nivel de límite elástico en el estado sobreenvejecido que en el estado subenvejecido.
La figura 19 muestra imágenes de muestras comprimidas de una aleación C28- B2 de acuerdo con la invención, en la que la imagen izquierda presenta una muestra en un estado sobreenvejecido con un Rp0,2 = 289 MPa (T7 -envejecimiento durante 5 horas a 205 °C) y la derecha una muestra en un estado de resistencia máxima con un Rp0,2 = 303 MPa (T6 - envejecimiento durante 6 horas a 185 °C). Como se puede ver por las grietas claramente visibles para la muestra de la derecha de la figura 19, que está en el estado T6, es mejor el comportamiento de compresión de la muestra de la izquierda, que está en el estado sobreenvejecido T7 con un límite elástico ligeramente menor.
La aleación de acuerdo con la presente invención se puede sobreenvejecer a una temperatura de 185 - 215 °C durante un tiempo de 1 - 25 horas. Más preferentemente, la aleación se puede sobreenvejecer a una temperatura de 200 - 210 °C durante un tiempo de 2 - 8 horas.
2a serie de pruebas
Para reforzar la solicitud de la patente, se ensayó una serie de nuevas aleaciones adicionales. Las aleaciones se colaron en palanquillas de 95 mm de diámetro y se homogeneizaron a 575 °C durante 2 horas y 15 minutos, seguido de un enfriamiento a 400 °C / hora.
Las palanquillas se extruyeron después a 8 m/min en un perfil hueco rectangular (véase la figura 28) en una prensa de extrusión de 800 toneladas en la organización de investigación independiente, Sintef en Trondheim.
• Antes de la extrusión, las palanquillas se precalentaron mediante un proceso de sobrecalentamiento: es decir, se calentaron hasta 550 °C; se mantuvieron a esa temperatura durante aproximadamente 10 minutos; se templaron a aproximadamente 500 °C justo antes de la extrusión.
• Después de la extrusión, los perfiles se templaron en agua aproximadamente a 0,8 m por detrás de la apertura del troquel.
• Los perfiles se almacenaron a temperatura ambiente durante varias semanas antes del envejecimiento hasta diferentes estados. En todos los casos las muestras se calentaron a la temperatura con una velocidad de calentamiento de 200 °C por hora.
- T6x. Estado subenvejecido. Estaba destinado a obtener el mismo valor del límite elástico, Rp0,2, que el estado T7. En primer lugar se usó una retención de 2 horas a 185 °C para todas las aleaciones. Debido a que los valores del Rp0,2 del T6x en muchos casos no alcanzaron los valores del Rp0,2 del T7, se produjeron nuevas muestras. Estas se envejecieron con tiempos de mantenimiento de 2,5 o 3 horas.
- T6: Estado de máximo de envejecimiento. 8 horas de tiempo de mantenimiento a 185 °C
- T7: Estado sobreenvejecido. 4 horas a 205 °C
• Después del envejecimiento, las muestras de tracción se mecanizaron desde los lados más anchos del perfil. Las muestras de compresión tenían 100 mm de longitud y se cortaron con una pirámide en cada uno de los lados cortos (vea la figura 28) para hacer que el comportamiento de compresión fuera más repetible (actúa como un activador para el primer pandeo).
Todas las aleaciones de la segunda serie de aleaciones se sometieron a la prueba de compresión con la muestra indicada en la figura 28, y se tomaron fotos de todas las muestras sometidas a la prueba de compresión, que se corresponden con las fotos mostradas en la figura 27. Sin embargo, estas no están incluidas en la solicitud debido al extenso espacio requerido (número de fotos), a excepción de las tres fotos de muestras sometidas a la prueba de compresión de aleaciones de Cu de la figura 29, que se comentan más detalladamente en la página 20 de la descripción.
La si i n T l 4 m r l if r n l i n n if r n niv l Mg-Si
Las aleaciones a1 - a4 se seleccionaron para que se correspondieran justamente con los puntos de coordenadas a1 - a2 - a3 - a4 de la reivindicación 1 de la presente invención. Hubo algunas dificultades para dar con la composición exacta de los vértices a1 - a4.
Las aleaciones c1 - c4 se dirigieron a los puntos de coordenadas c1 - c2 - c3 - c4 de la reivindicación 3 de la presente invención. En este caso también hubo algunas dificultades prácticas para obtener la composición exacta de los vértices.
La aleación de Honsel se fijó como objetivo o se seleccionó fuera del alcance definido de la presente invención a fin de demostrar que una relación Mg/Si demasiado elevada normalmente proporcionará propiedades mecánicas demasiado bajas como para cumplir los requisitos de la C28.
Comentarios sobre las aleaciones a1 - a4, mostradas en la figura 21.
En cuanto a las aleaciones a1 - a4 mostradas en la figura 21, la aleación a1 cumple el requisito de la C28 en un estado T6. Ni el estado subenvejecido T6x-2 h/185 ni el estado sobreenvejecido T7-4 h/205 cumplen el requisito de resistencia.
La aleación a2 no cumple el requisito de la C28 en cuanto a la resistencia en ningún estado de templado, pero se puede usar para un requisito de la C24.
La aleación a3 está en el lado alto con respecto al valor del Rp0,2 en el estado T7. Se pueden observar algunas grietas, aunque el comportamiento de compresión podía ser aceptable para otros perfiles que son más maleables o bastante menos críticos cuando se trata del comportamiento de compresión. Con algo más de sobreenvejecimiento, el comportamiento de compresión probablemente sería excelente también para este perfil. En un estado T6 el comportamiento de compresión es bastante bueno también y no está lejos de ser aceptable. También para esta aleación, el comportamiento de compresión es peor en los estados T6x. La aleación a4 muestra una resistencia muy elevada. Especialmente en el estado T6x el comportamiento de compresión es malo. Sin embargo, en un estado t 7 este comportamiento no es tan malo.
Al comparar las aleaciones a3 - T6 y a4 - T7 con aproximadamente los mismos valores de Rp0,2, se puede observar que la aleación a3 muestra el mejor comportamiento de compresión. Esto puede indicar que una relación Mg/Si más elevada es beneficiosa para el comportamiento de compresión.
Comentarios sobre las aleaciones c1 - c4 y la aleación "Honsel", mostradas en la figura 22.
La figura 22, tal como se ha indicado previamente, es un diagrama de barras que muestra las propiedades mecánicas de las aleaciones c1-c4 de la segunda serie de pruebas más una aleación denominada "Honsel" ya que el contenido de Mg y Si cae dentro de la patente de Honsel (en la patente de Honsel las aleaciones contienen cantidades mucho menores de Cr y Mn que en nuestro ejemplo de "Honsel").
Como se puede observar en esta figura, todas las aleaciones c1 - c4 muestran un potencial de resistencia para cumplir el requisito de la C28 ya sea en un estado próximo a T6 o en un estado T7.
Los resultados muestran que al aspirar a valores Rp0,2 en el intervalo de 280-300 MPa el comportamiento de compresión de todas las aleaciones dentro del rectángulo c1-c2-c3-c4 será muy bueno. Asimismo, las muestras T6x se comportan peor que las muestras T6 y T7 con respecto al comportamiento de compresión.
La aleación "Honsel" tiene la misma suma de Mg y Si pero tiene una relación Mg/Si más elevada que las aleaciones de la presente invención. El comportamiento de compresión es bueno, aunque el potencial de resistencia es demasiado bajo como para cumplir los requisitos de la C28. Por tanto, la presente invención tiene una relación Mg/Si superior limitada por la línea entre a3 y a4.
Los ejemplos anteriores han demostrado que la relación Mg/Si debe ser superior a 0,9 para tener una suficiente estabilidad de temperatura y una relación Mg/Si inferior a 1,4 para conseguir la resistencia necesaria para las aplicaciones de la C28. Por consiguiente, la aleación de la presente invención está delimitada por las coordenadas a1 y a2, que definen la relación Mg/Si menor y las coordenadas a3 y a4 que definen la relación Mg/Si mayor (véanse las figuras 3 y 20). Preferentemente la relación Mg/Si debe estar delimitada por las coordenadas c1 y c2 (relación Mg/Si próxima a 1,0) y las coordenadas c3 y c4 (relación Mg/Si próxima a 1,3, véanse las figuras 3 y 20).
Se realizaron más pruebas con aleaciones adicionales con diferentes niveles de Cu, tal como se muestra en la tabla 5 siguiente.
Tabla 5:
La aleación X1 es una aleación con un contenido de Mg y Si diseñado para cumplir las propiedades de la C24. Los diferentes niveles de Cu se incluyen para mostrar el efecto del Cu en dicha aleación.
La aleación C2 es una aleación con un contenido de Mg y Si diseñado para cumplir las propiedades de la C28. Los diferentes niveles de Cu se incluyen para mostrar el efecto del Cu en dicha aleación.
Comentarios sobre las aleaciones X1-Cu1, X1-Cu2 y X1-Cu3, mostradas en la figura 23. La aleación X1 tiene un contenido de Mg y Si que está diseñado para cumplir el requisito de la C24 y no el requisito de la C28. Otra forma de aumentar la resistencia es la adición de Cu. Cuando el contenido de Cu aumenta del 0,12 al 0,32 % en peso, el Rp0,2 aumenta en 27 MPa y la Rm en 28 MPa en el estado T6.
Al observar las imágenes de la figura 29 que muestran el comportamiento de compresión de las diferentes variantes de aleación en un estado T7, se puede observar que el rendimiento es casi independiente del nivel de Cu. Esto indica que un alto nivel de Cu es beneficioso para obtener una alta resistencia y el buen rendimiento de compresión correspondiente.
El efecto positivo del Cu sobre la resistencia y el comportamiento de compresión debe equilibrarse con los posibles efectos negativos del Cu sobre el comportamiento de corrosión y sobre la velocidad de extrusión máxima.
Comentarios sobre las aleaciones C2-Cu1, C2-Cu2 y C2-Cu3, mostradas en la figura 24.
La aleación C2 tiene un contenido de Mg y Si que está diseñado para cumplir el requisito de la C28.
Cuando el contenido de Cu aumenta del 0,12 al 0,32 % en peso, el Rp0,2 aumenta en 37 MPa y la Rm en 35 MPa en el estado T6.
Al observar las imágenes (no representadas en la solicitud) que muestran el comportamiento de compresión de las diferentes variantes de aleación, se puede observar que el rendimiento es ligeramente mejor para los niveles de Cu más bajos con los correspondientes menores niveles de resistencia. Sin embargo, la diferencia en el comportamiento de compresión es menor e indica que un nivel de Cu elevado es beneficioso para obtener una resistencia alta y el buen rendimiento de compresión correspondiente.
Otras pruebas adicionales de aleaciones adicionales con diferentes niveles de Ti.
La tabla 6 siguiente muestra las aleaciones ensayadas con diferentes niveles de Ti:
Tabla 6:
La aleación X1 es una aleación con un contenido de Mg y Si diseñado para cumplir las propiedades de la C24. Los diferentes niveles de Ti se incluyen para mostrar el efecto del Ti en dicha aleación, en la que las propiedades de corrosión son el factor más importante.
La aleación C2 es una aleación con un contenido de Mg y Si diseñado para cumplir las propiedades de la C28. Los diferentes niveles de Ti se incluyen para mostrar el efecto del ti en dicha aleación.
Comentarios sobre las aleaciones X1-Ti1, X1-Ti2 y X1-Ti3, mostradas en la figura 25.
La resistencia parece no verse afectada por el nivel de Ti en la aleación. A partir de las pruebas de compresión de estas aleaciones, todas las muestras tuvieron un buen rendimiento y no fue posible ver ninguna tendencia clara en el comportamiento de compresión a partir de las adiciones de Ti.
Comentarios sobre las aleaciones C2-Ti1, C2-Ti2 y C2-Ti3, mostradas en la figura 26.
El límite elástico parece ser ligeramente menor para un contenido de Ti elevado, aunque la diferencia es pequeña y puede estar dentro de los errores experimentales. En cuanto a las variantes X1, todas las muestras tuvieron un buen rendimiento y no fue posible ver ninguna tendencia clara en el comportamiento de compresión a partir de las adiciones de Ti según las variantes C2.
Resultados de la prueba de corrosión intergranular de aleaciones con diferentes contenidos de Cu y Ti. La prueba de corrosión se realizó con aleaciones con diferentes niveles de Ti y Cu tal como se expone en las tablas siguientes.
Tabla 7
Tabla 8:
Tabla 9:
Tabla 10:
Todas las aleaciones se ensayaron de acuerdo con la norma BS ISO 11846.
Se ensayaron tres muestras paralelas para cada una de las variantes de aleación (las fotos de las muestras sometidas a la prueba no se representan en la presente solicitud).
En general, todas las muestras parecían tener ataques de corrosión relativamente pequeños y era difícil encontrar
ataques visibles al mirar las superficies corroídas. Cuando se descubrió un ataque se intentó atacar esta zona corroída con el corte transversal. En los casos en los que no se observaron ataques, se realizó un corte transversal arbitrario.
De las variantes de la aleación X1 con diferentes adiciones de Cu, la que tiene la cantidad de Cu media parece ser la peor variante.
De las variantes de la aleación C2 con diferentes adiciones de Cu, los ataques de corrosión parecen aumentar al aumentar el contenido de Cu.
Para las variantes de la aleación X1 con diferentes adiciones de Ti, los ataques de corrosión parecen disminuir al aumentar el contenido de Ti.
Para las variantes de la aleación C2 con diferentes adiciones de Ti, solo había un único ataque de corrosión para las tres variantes y las tres muestras paralelas. Este ataque se observó en la variante de la aleación con un contenido de Ti medio. Esto no concuerda completamente con las observaciones anteriores, aunque podía deberse a un error de fabricación de la muestra, etc., que no se ha investigado más a fondo.
Claims (14)
1. Perfil extruido que comprende una aleación de aluminio Al-Mg-Si con una resistencia, una resistencia a la corrosión, unas propiedades de compresión y una estabilidad de temperatura mejoradas, útil en particular en la estructura frontal de los vehículos, en el que la composición de la aleación se define dentro de los siguientes puntos de coordenadas de un diagrama de Mg-Si:
a1 - a2 - a3 - a4,
en la que, en % en peso, a1 = 0,60Mg, 0,65Si, a2 = 0,90Mg, 1,0Si, a3 = 1,05Mg, 0,75Si y a4 = 0,70Mg, 0,50Si, y en el que la aleación tiene una estructura de grano no recristalizada en el perfil extruido, conteniendo la aleación además los siguientes componentes de aleación en % en peso:
Fe hasta 0,30
Cu 0,1 - 0,4
Mn 0,5-0,7
Cr 0,1-0,2
Zr hasta 0,25 y
Ti 0,005 - 0,15,
impurezas secundarias hasta 0,1 cada una e incluyendo Zn hasta 0,5 siendo el resto Al.
2. Perfil de acuerdo con la reivindicación 1,
caracterizado por que
la relación Mg/Si es 0,9 - 1,4
3. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 y 2,
caracterizado por que
más preferentemente la aleación se define dentro de los puntos de coordenadas b1 - b2 - b3 - b4, en la que, en % en peso, b1 = 0,76Mg, 0,55Si, b2 = 1,02Mg, 0,74 Si , b3 = 0,90Mg, 0,91Si y b4 = 0,67Mg, 0,68Si.
4. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 3,
caracterizado por que
más preferentemente la aleación se define dentro de los puntos de coordenadas c1 - c2 - c3 - c4, en la que, en % en peso, c1 = 0,80Mg, 0,59Si, c2 = 0,94Mg, 0,70Si, c3 = 0,85Mg, 0,84Si y c4 = 0,72Mg, 0,71Si.
5. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 4,
caracterizado por que
la relación Mg/Si es 1,0 - 1,3.
6. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 5,
caracterizado por que
contiene preferentemente Fe, entre un 0,10 y un 0,28 % en peso.
7. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 6,
caracterizado por que
contiene preferentemente Cu, entre un 0,15 y 0,30 % en peso.
8. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 7,
caracterizado por que
la aleación se homogeneiza a una temperatura de 520 - 590 °C durante 0,5 - 24 horas y por que la velocidad de enfriamiento después de la homogeneización es superior a 200 °C/hora en el intervalo de 520 a 250 °C.
9. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 8,
caracterizado por que
la aleación se homogeneiza a una temperatura de 540 - 580 °C durante 2 - 10 horas.
10. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 9,
caracterizado por que
la aleación se cuela en palanquillas y después se homogeneiza.
11. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 10,
caracterizado por que
la aleación se recalienta hasta una temperatura preferente y después se extruye.
12. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 11,
caracterizado por que
el perfil extruido producido a partir de la aleación preferentemente se templa en agua desde una temperatura de 500-580 °C hasta una temperatura inferior a 200 °C.
13. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 12,
caracterizado por que
la aleación preferentemente se sobreenvejece a una temperatura de 185 - 215 °C durante un periodo de 1 - 25 horas.
14. Perfil de acuerdo con las reivindicaciones 1 - 12,
caracterizado por que
la aleación preferentemente se sobreenvejece a una temperatura de 200 - 210 °C durante un periodo de 2 - 8 horas.
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| CN106702232B (zh) * | 2016-12-07 | 2018-01-16 | 北京科技大学 | 一种促进Al‑Mg‑Si‑Cu系合金原生相分布的离散处理方法 |
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| WO2019171818A1 (ja) * | 2018-03-05 | 2019-09-12 | 昭和電工株式会社 | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法 |
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Family Cites Families (41)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3642542A (en) | 1970-02-25 | 1972-02-15 | Olin Corp | A process for preparing aluminum base alloys |
| FR2287365A1 (fr) | 1974-10-10 | 1976-05-07 | Cegedur | Pare-choc de securite pour vehicule ou engin de manutention |
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| DE2817261A1 (de) | 1977-05-09 | 1978-11-23 | Alusuisse | Verfahren zum kaltziehen von rohrfoermigen erzeugnissen aus einer aluminiumlegierung |
| DE3243371A1 (de) | 1982-09-13 | 1984-03-15 | Schweizerische Aluminium AG, 3965 Chippis | Aluminiumlegierung |
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| JPH086161B2 (ja) | 1988-03-07 | 1996-01-24 | 日本軽金属株式会社 | 高強度Ａ１‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金部材の製造法 |
| DE4421744C2 (de) | 1993-07-02 | 1996-05-23 | Fuchs Fa Otto | Verwendung einer Knetlegierung des Types AlMgSiCu zur Herstellung von hochfesten und korrosionsbeständigen Teilen |
| US5503690A (en) | 1994-03-30 | 1996-04-02 | Reynolds Metals Company | Method of extruding a 6000-series aluminum alloy and an extruded product therefrom |
| JPH0860285A (ja) | 1994-06-16 | 1996-03-05 | Furukawa Electric Co Ltd:The | アルミニウム合金製バンパー補強材およびその製造方法 |
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| DE69628922T2 (de) | 1995-05-11 | 2004-01-29 | Kaiser Aluminium Chem Corp | Aluminium 6xxx-legierung mit verbesserter beschädigungsbeständigkeit |
| EP0808911A1 (de) | 1996-05-22 | 1997-11-26 | Alusuisse Technology & Management AG | Bauteil |
| JPH108172A (ja) * | 1996-06-17 | 1998-01-13 | Nippon Light Metal Co Ltd | 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及び押出し形材の製造方法 |
| US6258465B1 (en) | 1997-07-09 | 2001-07-10 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Energy absorbing member |
| DE19832489A1 (de) | 1997-07-25 | 1999-01-28 | Alu Menziken Ind Ag | Pressabschreckbare Aluminium-Knetlegierung hoher Festigkeit |
| DE69805527T2 (de) | 1997-08-04 | 2002-11-28 | Corus Aluminium Profiltechnik Gmbh | Hochverformbare, korrosionsbeständige al-legierung |
| JP3313059B2 (ja) * | 1997-12-29 | 2002-08-12 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金中空押出形材からなる軸圧壊特性に優れるエネルギー吸収部材 |
| JP3077974B2 (ja) * | 1998-10-27 | 2000-08-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 軸圧壊特性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材 |
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| JP2003155535A (ja) * | 2001-11-16 | 2003-05-30 | Nippon Light Metal Co Ltd | 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
| JP3791408B2 (ja) * | 2001-12-20 | 2006-06-28 | 三菱アルミニウム株式会社 | 曲げ加工性およびエネルギー吸収特性に優れたアルミニウム合金押出し材の製造方法 |
| DE102005060297A1 (de) | 2005-11-14 | 2007-05-16 | Fuchs Kg Otto | Energieabsorbtionsbauteil |
| CN101384741A (zh) * | 2006-02-17 | 2009-03-11 | 诺尔斯海德公司 | 具有改善压裂性能的铝合金 |
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| JP5180496B2 (ja) | 2007-03-14 | 2013-04-10 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
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